JP2004528705A - Quantum dot laser - Google Patents

Quantum dot laser Download PDF

Info

Publication number
JP2004528705A
JP2004528705A JP2002558378A JP2002558378A JP2004528705A JP 2004528705 A JP2004528705 A JP 2004528705A JP 2002558378 A JP2002558378 A JP 2002558378A JP 2002558378 A JP2002558378 A JP 2002558378A JP 2004528705 A JP2004528705 A JP 2004528705A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
quantum
laser
layer
inas
optical
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
JP2002558378A
Other languages
Japanese (ja)
Inventor
スティンツ,アンドレアス
バランギス,ペトロス,エヌ
マロイ,ケビン,ジェイ
レスター,ルーク,エフ
ニューウェル,ティモシー,シー
リー,フア
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
UNM Rainforest Innovations
Original Assignee
STC UNM
UNM Rainforest Innovations
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from US09/961,560 external-priority patent/US6600169B2/en
Application filed by STC UNM, UNM Rainforest Innovations filed Critical STC UNM
Publication of JP2004528705A publication Critical patent/JP2004528705A/en
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • BPERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B82NANOTECHNOLOGY
    • B82YSPECIFIC USES OR APPLICATIONS OF NANOSTRUCTURES; MEASUREMENT OR ANALYSIS OF NANOSTRUCTURES; MANUFACTURE OR TREATMENT OF NANOSTRUCTURES
    • B82Y30/00Nanotechnology for materials or surface science, e.g. nanocomposites
    • BPERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B82NANOTECHNOLOGY
    • B82YSPECIFIC USES OR APPLICATIONS OF NANOSTRUCTURES; MEASUREMENT OR ANALYSIS OF NANOSTRUCTURES; MANUFACTURE OR TREATMENT OF NANOSTRUCTURES
    • B82Y10/00Nanotechnology for information processing, storage or transmission, e.g. quantum computing or single electron logic
    • BPERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B82NANOTECHNOLOGY
    • B82YSPECIFIC USES OR APPLICATIONS OF NANOSTRUCTURES; MEASUREMENT OR ANALYSIS OF NANOSTRUCTURES; MANUFACTURE OR TREATMENT OF NANOSTRUCTURES
    • B82Y20/00Nanooptics, e.g. quantum optics or photonic crystals
    • HELECTRICITY
    • H01ELECTRIC ELEMENTS
    • H01SDEVICES USING THE PROCESS OF LIGHT AMPLIFICATION BY STIMULATED EMISSION OF RADIATION [LASER] TO AMPLIFY OR GENERATE LIGHT; DEVICES USING STIMULATED EMISSION OF ELECTROMAGNETIC RADIATION IN WAVE RANGES OTHER THAN OPTICAL
    • H01S5/00Semiconductor lasers
    • H01S5/10Construction or shape of the optical resonator, e.g. extended or external cavity, coupled cavities, bent-guide, varying width, thickness or composition of the active region
    • H01S5/12Construction or shape of the optical resonator, e.g. extended or external cavity, coupled cavities, bent-guide, varying width, thickness or composition of the active region the resonator having a periodic structure, e.g. in distributed feedback [DFB] lasers
    • H01S5/1228DFB lasers with a complex coupled grating, e.g. gain or loss coupling
    • HELECTRICITY
    • H01ELECTRIC ELEMENTS
    • H01SDEVICES USING THE PROCESS OF LIGHT AMPLIFICATION BY STIMULATED EMISSION OF RADIATION [LASER] TO AMPLIFY OR GENERATE LIGHT; DEVICES USING STIMULATED EMISSION OF ELECTROMAGNETIC RADIATION IN WAVE RANGES OTHER THAN OPTICAL
    • H01S5/00Semiconductor lasers
    • H01S5/10Construction or shape of the optical resonator, e.g. extended or external cavity, coupled cavities, bent-guide, varying width, thickness or composition of the active region
    • H01S5/14External cavity lasers
    • H01S5/141External cavity lasers using a wavelength selective device, e.g. a grating or etalon
    • H01S5/143Littman-Metcalf configuration, e.g. laser - grating - mirror
    • HELECTRICITY
    • H01ELECTRIC ELEMENTS
    • H01SDEVICES USING THE PROCESS OF LIGHT AMPLIFICATION BY STIMULATED EMISSION OF RADIATION [LASER] TO AMPLIFY OR GENERATE LIGHT; DEVICES USING STIMULATED EMISSION OF ELECTROMAGNETIC RADIATION IN WAVE RANGES OTHER THAN OPTICAL
    • H01S5/00Semiconductor lasers
    • H01S5/30Structure or shape of the active region; Materials used for the active region
    • H01S5/34Structure or shape of the active region; Materials used for the active region comprising quantum well or superlattice structures, e.g. single quantum well [SQW] lasers, multiple quantum well [MQW] lasers or graded index separate confinement heterostructure [GRINSCH] lasers
    • H01S5/341Structures having reduced dimensionality, e.g. quantum wires
    • H01S5/3412Structures having reduced dimensionality, e.g. quantum wires quantum box or quantum dash
    • HELECTRICITY
    • H01ELECTRIC ELEMENTS
    • H01SDEVICES USING THE PROCESS OF LIGHT AMPLIFICATION BY STIMULATED EMISSION OF RADIATION [LASER] TO AMPLIFY OR GENERATE LIGHT; DEVICES USING STIMULATED EMISSION OF ELECTROMAGNETIC RADIATION IN WAVE RANGES OTHER THAN OPTICAL
    • H01S5/00Semiconductor lasers
    • H01S5/40Arrangement of two or more semiconductor lasers, not provided for in groups H01S5/02 - H01S5/30
    • H01S5/4025Array arrangements, e.g. constituted by discrete laser diodes or laser bar
    • H01S5/4031Edge-emitting structures
    • HELECTRICITY
    • H01ELECTRIC ELEMENTS
    • H01SDEVICES USING THE PROCESS OF LIGHT AMPLIFICATION BY STIMULATED EMISSION OF RADIATION [LASER] TO AMPLIFY OR GENERATE LIGHT; DEVICES USING STIMULATED EMISSION OF ELECTROMAGNETIC RADIATION IN WAVE RANGES OTHER THAN OPTICAL
    • H01S5/00Semiconductor lasers
    • H01S5/40Arrangement of two or more semiconductor lasers, not provided for in groups H01S5/02 - H01S5/30
    • H01S5/4025Array arrangements, e.g. constituted by discrete laser diodes or laser bar
    • H01S5/4031Edge-emitting structures
    • H01S5/4043Edge-emitting structures with vertically stacked active layers
    • HELECTRICITY
    • H01ELECTRIC ELEMENTS
    • H01SDEVICES USING THE PROCESS OF LIGHT AMPLIFICATION BY STIMULATED EMISSION OF RADIATION [LASER] TO AMPLIFY OR GENERATE LIGHT; DEVICES USING STIMULATED EMISSION OF ELECTROMAGNETIC RADIATION IN WAVE RANGES OTHER THAN OPTICAL
    • H01S5/00Semiconductor lasers
    • H01S5/40Arrangement of two or more semiconductor lasers, not provided for in groups H01S5/02 - H01S5/30
    • H01S5/4025Array arrangements, e.g. constituted by discrete laser diodes or laser bar
    • H01S5/4087Array arrangements, e.g. constituted by discrete laser diodes or laser bar emitting more than one wavelength

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Nanotechnology (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • Composite Materials (AREA)
  • Life Sciences & Earth Sciences (AREA)
  • Biophysics (AREA)
  • Optics & Photonics (AREA)
  • Mathematical Physics (AREA)
  • Theoretical Computer Science (AREA)
  • Semiconductor Lasers (AREA)

Abstract

自己組織化成長技術を使用して量子ドット層が形成される量子ドット活性領域が開示されている。一実施の形態において、所望の光学ゲインスペクトル特性を実現するために、ドット密度、ドットサイズ分布を制御する成長パラメータが選択される。一実施の形態において、拡大された波長範囲にわたる連続した光学ゲインスペクトルの形成を容易にするために、前記ドットの量子閉じこめ状態に対応したドットサイズ分布および光学遷移エネルギのシーケンスが選択される。他の実施の形態において、光学ゲインは、1260ナノメータ以上の波長について飽和した基底状態ゲインを高めるよう選択される。他の実施の形態において、量子ドットが、波長調整可能なレーザおよびモノリシックなマルチ波長レーザアレイを含む様々なレーザ装置の活性領域として使用される。A quantum dot active region in which a quantum dot layer is formed using a self-assembled growth technique is disclosed. In one embodiment, growth parameters that control dot density and dot size distribution are selected to achieve desired optical gain spectral characteristics. In one embodiment, a sequence of dot size distributions and optical transition energies corresponding to the quantum confinement of the dots is selected to facilitate formation of a continuous optical gain spectrum over an extended wavelength range. In another embodiment, the optical gain is selected to increase the saturated ground state gain for wavelengths above 1260 nanometers. In other embodiments, quantum dots are used as the active area of various laser devices, including tunable lasers and monolithic multi-wavelength laser arrays.

Description

【0001】
米国連邦政府によって後援された研究開発に関する記述
米国政府は、米空軍科学研究局によって与えられた許可番号F49620−95−1−0530、米陸軍研究所によって与えられた許可番号DAAL01−96−02−0001、米空軍科学研究局によって与えられた許可番号F4920−99−1−330、および、米国国防総省高等研究計画局によって与えられた許可番号MDA972−98−1−0002、の許可の下に実行された研究に従う本発明についてある一定の権利を有することができるものである。
【0002】
関連出願
この出願は、2000年10月6日に出願された“Broadband Continuously Tunable−Wavelength Quantum Dot and Quantum Dash Semiconductor Lasers with Low−Threshold Injection Current”と題する米国特許出願No.60/238,030、2000年11月21日に出願された“Quantum Dot and Quantum Dash Semiconductor Lasers For Wavelength Division Multiplexing (WDM) System Applications” と題する米国特許出願No.60/252,084、2001年3月16日に出願された“Semiconductor Quantum Dot Laser Active Regions Based On Quantum Dots in a Optimized Strained Quantum Well”と題する米国特許出願No.60/276,186、2001年3月2日に出願された“Techniques for Using Quantum Dot Active Regions In Vertical Cavity Surface Emitting Lasers”、および、2001年8月31日に出願された“Quantum Dot And Quantum Dash Active Region Devices”(本出願時において、その出願番号は米国特許商標庁から未受領)。すべての上記出願の内容全体は本出願において参考として組み込まれている。
【0003】
さらに、本出願は、2001年9月20日に米国特許商標庁に出願され、本出願の譲受人と共同所有されているStintzらによる米国代理人整理No.22920−6391の“Quantum Dash Devices”にも関連しており、その内容全体は本出願において参考として組み込まれている。
【0004】
発明の背景
1.発明の分野
本発明は、自己組織化半導体量子ドットレーザに関する。特に、本発明は、改良された光学的ゲイン特性を有する量子ドットレーザに関する。
【0005】
2.背景技術の説明
量子ドットレーザは、様々な用途において関心が持たれている。量子ドットレーザの各量子は、各次元に沿うサイズが、室温でのブロイ波長より小さい(すなわち、多くの用途においては、100ナノメータ未満の)領域に電子および正孔を閉じ込める3次元量子閉じ込めヘテロ構造である。量子閉じ込めは、各ドット内に電子および正孔のための量子閉じ込めエネルギ状態を作り出す。また、基底状態、第1励起状態遷移エネルギ、第2励起状態遷移エネルギ等に関連づけられる、電子および正孔についての光学遷移エネルギも存在する。典型的には、量子ドットレーザは、ゲイン生成領域内にかなりの数の量子ドットを含む。
【0006】
理論的な研究によると、量子ドットレーザは、従来の量子井戸レーザに対して多くの潜在的な性能上の利点を有する。第1に、量子ドットレーザは、従来の量子井戸レーザに比べて、より低い充填率(fill factor:注入されるべき物質の体積:フィルファクタ)、および、改善された状態密度関数を有する。 図1において,理論的な状態密度関数は、キャリヤの大きさが小さくなるのにしたがって、鋭くなる。図1Aはバルク材料の理論的な状態密度関数を示し、該状態密度関数エネルギに依存した平方根を有する。図1Bは、各量子井戸エネルギレベル毎に階段状に増加する量子井戸(一次元の量子閉じ込め)の理論的な状態密度関数を示す。図1Cは、量子細線(二次元の量子閉じ込め)の理論的な状態密度関数を示す。図1Dは、量子細線(三次元の量子閉じ込め)の理論的な状態密度関数を示す。デルタ状の密度関数(例えは,量子ドットでのみ得ることのできる有限数の状態)を有する量子ドットの理論的な状態密度関数を示す。理論的な計算は、半導体レーザのスレシュホルド電流が、より小さな物質の体積およびより少ない状態数のため、量子ドットの活性領域を使用することによって改善可能である、ということを示している。
【0007】
量子ドットレーザを製作する1つの技術によると、歪んだ層からなる半導体の歪が、あるスレシュホルド歪を超えたときに島を形成する傾向を利用する。特に、InAsは、2つの物質の緩和された格子定数における差に対応した歪みによって、GaAs基板上で仮像的に歪んだ層に十分な厚みのInAsが成長したときに、島を形成する傾向がある。前記InAsの島は、GaAs量子井戸のような他の層に埋め込まれて、量子ドットを形成することができる。
【0008】
スレシュホルド電流の低い自己組織化(self−assembled)量子ドットレーザは、Lesterらによって、(1999年)8月のIEEE Photonics Technology Letters, Vol. 11, No.8における“Optical Characteristics of 1.24−μ InAs Quantum Dot Laser Diodes”と題する記事に開示されている。この参考文献に開示された量子ドットレーザ構造は、自己組織化成長処理によってGaAs基板上に成長させられたInAs量子ドットの単一層を含む。図2Aは、Lesterらの量子ドットレーザ用の異なるキャビティの長さについて測定されたレーザスペクトルを示し、図2Bは、非被覆ファセットを有する従来のFabry−Perot(ファブリ−ペロー)レーザについて測定された電流密度、対、キャビティの長さを示す。
【0009】
図2Bにおいて、略3.94ミリメータのキャビティの長さについて低スレシュホルド電流密度動作が行われ、1.24ミクロンの発光波長が実現された。1.24ミクロンの発光波長は、基底状態遷移エネルギに起因する。前記キャビティの長さが約1ミリメータ未満に減少させられると、第1励起状態の停止のために、レーザ光発光波長は1.15ミクロンにブルーシフト(青色遷移)する。前記キャビティの長さが約500ミクロンまでさらに減少させられると、発光波長は約1.05ミクロンまでさらにブルーシフトされる。
【0010】
前記Lesterらの量子ドットレーザの1つの欠点は、特に1ミリメータ未満のキャビティ長さについて、最大波長が所望のものより短いということである。様々な商業的用途においては、1.260ナノメータ(1.260ミクロン)の波長が望ましい。これは、少なくとも1260ナノメータの波長が短、中波長光ネットワークリンクに使用されるOC−48基準およびOC−192基準に対応したレーザに適しているからである。OC−48基準およびOC−192基準は、SONET基準に適合したファイバ光ネットワークのための光搬送(OC)基準である。OC−48は2.4888Gbpsのデータレートであり、OC−192は9.952Gbpsのデータレートである。
【0011】
前記Lesterらの量子ドットレーザの他の欠点は、基底状態のモードゲインが所望のものより低く、基底状態遷移エネルギレベルからレーザ光線を発する短キャビティを設計することを実現不可能にする、ということである。所望のレーザ長は用途によって決まる。第1に、多くの商業的に入手可能なパッケージは、わずか500ミクロンたらずのキャビティ長用に設計されている。第2に、従来のファセット被覆による直接的変調レーザが、高速の直接電流変調を可能にするのに十分な程度に短い光子寿命を有するためには、典型的には500ミクロン未満で、好ましくは300ミクロン未満のキャビティ長を有する必要がある。Fabry−Perot(ファブリ・ペロー)レーザのスレシュホルドゲインgthはgth=αi−(1/Lcav)In[R]である。なお、ここで、Lcavはキャビティの長さを示し、Rは両ファセットのファセット反射率を示し、αは内部光学ロスである。これは、被覆されていないファセットを有する典型的な500ミクロンの長さのキャビティについての少なくとも25cm−1の最小モードゲインに対応し、好ましくは被覆されていないファセットを有する典型的な300ミクロンの長さのキャビティについての40cm−1より大きな最小モードゲインに対応するものである。あいにく、Lesterらによって報告された基底状態飽和ゲインは、9cm−1未満である。図2Aにおいて、Lesterらによって開示された量子ドットレーザ構造が、より高い励起エネルギ状態でのレーザ光発光への急上昇に対応づけられて、500ミクロン以下のキャビティ長さについて、約1.05ミクロンの波長のレーザ光を発光するということが分かる。
【0012】
自己組織化量子ドットを形成する処理についての一般的な問題点は、これまで、光学ゲイン特性を決める量子ドットパラメータを調整するのに十分な程度に成長過程が理解されていない、ということである。その結果、自己組織化量子ドットの光学ゲインスペクトルは、所望の波長で十分な飽和したモードゲインに足らず、基底状態遷移エネルギと励起状態遷移エネルギとの分離が所望のものより大きく、
または、不均一な広がりが小さすぎるもしくは大きすぎる、おそれがある。
【0013】
必要なのは、所望の光学ゲイン特性を有する自己組織化量子ドットを形成するための技術である。
【0014】
発明の概要
所望の光学ゲイン特性を有する量子ドット層を有する光学デバイスを製作するための技術が開示されている。1つの実施の形態において、量子ドットは、分子ビームエピキタシによってGaAs基板上に成長させられたInGaAs量子井戸に形成された自己組織化InAs量子ドットである。第1のAlGaAsまたはGaAs障壁層が成長させられる。該第1の障壁層上には、第1のInGaAs井戸層が成長させられる。InAsの十分なモノレイヤ等価厚みが前記InGaA上に成長させられることによって、自己組織化島が形成される。前記量子ドットを埋め込むために、前記InAs島上に第2のInGaAs井戸層が成長させられる。そして、前記量子井戸を完成するために、第2のAlGaAsまたはGaAs障壁層が成長させられる。前記量子井戸層の光学的ゲイン特性は、まわりの層の組成不均一、ドットサイズ分布、ドット密度、および、転移形成のための臨界厚みを超えることなく活性領域内に配置可能なドットレイヤの数によって影響される。
【0015】
一実施の形態において、ドット密度は、ドットが核化するその下方の井戸材料の組成を選択すること、および、前記ドットの成長温度を選択することによって調節される。また、前記成長温度は、一実施の形態において、所望のドットサイズ分布を実現するために前記温度およびドットについてのInAsの等価モノレイヤ領域が選択されるよう、前記ドットのサイズ分布に影響する。一実施の形態において、前記井戸材料は、約In0.15Ga0.85As〜In0.20Ga0.8Asの範囲内のインジウム合金組成を有する。一実施の形態において、前記ドットの成長温度は、約450℃〜540℃の範囲内になるよう選択される。
【0016】
一実施の形態において、前記下方のInGaAsの組成均一性は、InAsの浮動層を堆積させて前記InGaAsを予め飽和させることによって改善され、これにより、ドット形成に先立って、極めて薄い最下位層が成長させられ得る。前記ドットが核化する下方に横たわる最下位層InGaAs井戸層は、約2ナノメータ以下の厚みを有することができ、一実施の形態においては、約1ナノメータの厚みを有することができる。
【0017】
一実施の形態において、前記ドットの空間的均一性は、前記ドット上に成長させられた最上位InGaAs井戸層から過剰なInAsを除去する処理を行うことによって改善される。該除去処理は、560℃〜650℃の温度で実行されてよい。一実施の形態において、前記除去処理は、前記最上位InGaAs井戸層の上方に突出するInAsの一部を平坦化するのに十分な時間長にわたって継続され、これにより、InAsドットの均一性を改善できる。
【0018】
前記量子ドットの後に成長させられる層の成長温度は、前記ドットの発光波長をより短い波長にブルーシフトするのを阻止するよう選択されてよい。一実施の形態において、前記量子ドットの後に成長させられるクラッド層の成長温度は、610℃未満になるよう選択される。
【0019】
一実施の形態において、1つまたは複数の量子ドット層を有する量子ドットレーザが形成される。一実施の形態において、前記成長温度は、光学ゲインスペクトルの実質的に不均一な広がりを生じるサイズ分布を実現するよう選択され、これは、広い範囲の動作波長を有する波長調整(チューニング)可能なレーザおよびレーザアレイにとって有利である。他の実施の形態において、前記層構造および成長条件は、約25cm−1を超える飽和した基底状態モードゲインを実現するよう選択される。
【0020】
【0021】
【0022】
【0023】
【0024】
【0025】
【0026】
【0027】
【0028】
【0029】
【0030】
【0031】
【0032】
【0033】
【0034】
【0035】
【0036】
【0037】
【0038】
【0039】
【0040】
【0041】
【0042】
【0043】
【0044】
【0045】
【0046】
【0047】
【0048】
【0049】
【0050】
【0051】
【0052】
【0053】
【0054】
【0055】
【0056】
好ましい実施の形態の詳細な説明
【0057】
本発明は、量子ドットの密度、サイズ分布、均一性、井戸内におけるドットの位置、および、隣り合う量子ドット層間の間隔を制限する歪み−厚み積、等の光学的ゲイン特性を決定する量子ドット特性を制御するための改良制御技術を含む、光学デバイス用の自己組織化(self−assembled)(又は自己集合化)量子ドット層を製作するための技術に関する。さらに、改良された光学的ゲイン特性を有するレーザ構造も開示されている。
【0058】
図3は、障壁層305の間に挟まれた量子井戸層310に埋め込まれた多数の個々の量子ドット320を含む理想的な量子ドット層330を示す斜視図。前記個々の量子ドット320は低バンドギャップ幅の半導体材料らなり、前記量子井戸層310は中間的なバンドギャップ幅のエネルギを有する半導体からなり、前記障壁層305は高バンドギャップ幅の半導体材料からなる。好ましくは、前記半導体材料は、III−V族化合物半導体からなる。
【0059】
なお、前記量子ドット層は、活性領域内で発生した光を光学的に閉じ込めるための光導波構造を備えたp−i−nレーザダイオード構造の活性領域内に含まれていてよい。例えば、前記レーザ構造は、第1のドーピング極性を有する最下位光学クラッド層と、第1のアンドープ導波コア層と、量子ドット活性領域と、第2のアンドープ導波コア層と、第2のドーピング極性を有する最上位光学クラッド層とからなっていてよい。
【0060】
多数の量子ドット320によって提供される巨視的光学的ゲインは、前記量子ドットの集団の光学的ゲインに左右される。単一の量子ドット層330または1列(シーケンス)の量子ドット層を含む活性領域のモードゲインは、前記活性領域内の前記量子ドットの集団の累積的なゲイン、および、(図3に図示していない)他の導波層による前記量子ドット320に対する光結合(しばしば、横方向光導波モードの“光閉じ込め”として知られている)の結果である。波長の関数としてモードゲインは、しばしば、光学ゲインスペクトルとして記述される。
【0061】
個々の量子ドット320は、量子閉じ込め状態の光遷移に対応づけられた、注入された電流に応じた光学的ゲインを有する。1つの理想的な量子ドットは、鋭い原子のような状態密度を有し、該ドットのサイズによって決定される遷移エネルギで鋭いピークを有する発光スペクトルを有することになる。注入された電流の影響で均一な広がりが生じ、個々のドットから20meVを超える発光エネルギの広がりが起こる。
【0062】
量子ドットの集団の遷移エネルギの均一な広がりは、ドットサイズによる影響のためである。量子ドットは、高さと幅と長さとを有する量子箱として設計可能である。前記高さは、前記ドットの成長した状態での厚みに対応する。また、前記幅と長さとは、量子井戸の面内での寸法に対応する。周知のように、一次近似法によると、理想的な量子箱の各次元に沿った第1の閉じ込め量子状態は、前記長さの2乗とは逆比例して変化する。すなわち、長さLx、幅Lyおよび高さLzを有する無限障壁を持つ理想的な量子箱のエネルギレベルEn1,n2,n3は、En1,n2,n3=ΔE(n /Lx+n /Ly+n /Lz)である。ここで、n、nおよびnの各々は、1以上の整数であり、ΔEは材料定数である。有限障壁を持つ量子箱の場合、量子状態間のエネルギ分離は、障壁層中への量子の機械波動関数の浸透により、より低速で変化する。ドットの集団の場合、各ドットのサイズは、平均値を中心として変化し、各ドットにおける電子および正孔の量子閉じ込めエネルギを拡大する。
【0063】
本発明の実施の形態は、個々のドット、個々の量子ドット層および量子ドット層の列の特性についての改良された制御を可能にする成長技術を含むものである。後で詳述するように、これらの技術は、様々な装置用途について、望ましい光学的ゲイン特性を持つレーザ構造の形成を容易にする。
【0064】
図4A〜4Cは、自己組織化量子ドット層を形成するために使用されるステップのいくつかを例示する成長層シーケンスの図である。しかし、完全なレーザまたは光増幅構造を形成するためには、付加的な層(例えば、導波層)が必要となる、ということが理解されよう。好ましい成長技術は、量子ドット層が450℃〜540℃の温度で成長させられる分子線エピタキシである。前記温度を測定するために、従来の光学パイロメータを使用してよい。好ましくは、ヒ素の安定した面を実現するために、ヒ素フラックスが選択される。図4Aに示すように、基板401上に最下位障壁層402が形成される。一実施の形態において、前記基板はGaAs基板であり、前記最下位障壁層402はGaAs層またはAlGaAs層である。
【0065】
好ましくはInGaAsからなる最下位井戸層404は、厚みTw1まで堆積される。一実施の形態において、前記最下位井戸層404の厚みは、約0.5〜5ナノメータの厚みとされる。一実施の形態において、前記最下位障壁層402の表面は、InGaAs井戸層の成長に先んじて、約約0.5〜1.6モノレイヤのインジウム浮動層で予め飽和される。
【0066】
図4Bに示すように、好ましくはInAsからなるドット層が、前記最下位井戸層404に堆積されて、InAs島406を形成している。前記InAsは、その下方に横たわる半導体層より約2%以上大きい緩和された格子定数を有するので、十分な数のInAsの等価モノレイヤが堆積されたとき、Stranski−Krastanow(S−K)成長モードが発生する。(後で詳述するように、一実施の形態において、前記堆積されたInAsの等価モノレイヤは、前記最下位障壁層402に堆積されたInAsと、前記最下位井戸層404の成長に先立って前記最下位障壁層402にInAsに予め飽和された層を堆積することによるInAsモノレイヤの厚みとを含む)。前記S−K成長モードにおいて、前記島形成のための駆動力は、弾性変形によって与えられる歪みエネルギの減少である。すなわち、S−K成長のためには、転位発生よって歪みを緩和するよりも、島を形成することによって表面エネルギを増加する方が、エネルギ的により好ましい。S−K成長モードにおいて、大きな格子定数の材料が初期ウェット層で臨界厚みまで成長された後、該成長は3次元となる。その結果、InAs島406が、前記最下位InGaAs層404上で成長する。島404を形成するための等価InAsモノレイヤの典型的な範囲は、他の成長パラメータならびに所望のドットサイズおよび密度に応じて、約1.8〜4.0モノレイヤである。大きな等価InAsモノレイヤは、より密および/またはより大きな量子ドットのために使用される。ある成長状態のために、InAsの薄いウェット層405が前記最下位InGaAs層404に残っていてよい。
【0067】
その後、好ましくはInGaAsからなる最上位井戸層408が、成長させられ、前記InAs島404を覆う(埋めこむ)。一実施の形態において、前記最上位InGaAs層408は、4〜12ナノメータの範囲内の厚みを有していてよい。所望の場合、前記最上位井戸層の成長温度を調節しおよび/または前記量子のオズワルド熟成を考慮するために、前記ドット層成長の後に、成長中断を行ってよい。
【0068】
その後、GaAsまたはAlGaAsからなる最上位障壁層410の成長が行われて、前記量子井戸が完成する。一実施の形態において、いくつかのGaAs単分子層が最上位障壁層410で成長させられた後、成長中断が行われ、その成長中断中、温度が580〜650℃の範囲内の温度に上昇させられ、成長面に浮遊している余分なインジウムを除去する。その後の層の成長温度は、前記量子ドットの光学的品質を保つよう選択されてよい。
【0069】
InGaAs井戸のバンドギャップは、InAs島のバンドギャップと、該InAs島を囲むGaAsまたはAlGaAs障壁層のバンドギャップの中間である。一実施の形態において、InGa1−xAsは、約0.1〜0.3の範囲の合金分率を有する。高いインジウム合金分率は、量子ドットへのキャリア閉じ込めを向上するという利点を有するが、層のひずみも増加させる。各量子ドットは、より高いバンドギャップの材料によって四方が囲まれた低いバンドギャップの材料の島からなる。なお、前記埋め込む処理における相互拡散、相隔離およびスピノーダル分解を考慮する必要がある。というのは、これらが量子ドットの形状および組成に影響する可能性があるからである。
【0070】
成長した構造における量子ドットのコアを形成する前記InAs島は、成長条件に依存する統計的な特性を有する。図5は、InGaAs層上に堆積されたInAs島505の斜視図を示す原子間力顕微鏡による画像である。前記島は、分子線エピキタキシによって成長させられたものである。前記ドットは、前記InGaAs層の面内において約20〜30ナノメータの平均直径を有し、約7ナノメータの高さ(前記InGaAs層の面に対して垂直な高さ)を有する。前記ドットは、典型的には2:1未満の幅、対、長さの比を有する。しかしながら、前記ドットは、平均的なサイズおよびこれに対応する多様性によって特徴づけられ得るようなサイズ分布を有する。十分大きな面積にわたり、ドット層におけるドットは、ドット密度(例えば、単位面積当たりのドット数)によっても特徴づけられ得る。
【0071】
図6は、2つの異なるInGaAs井戸層組成で成長させられた量子ドットについての、量子ドット密度、対、成長温度を示す図。量子ドット密度は温度および最下位井戸層の組成に強く依存している、ことが分かる。約470℃の成長温度では、1 x 1011cm−2のドット密度が実現可能である。470℃から540℃の範囲の成長温度を選択することによって、ドット密度を5倍以上調節可能である。量子ドットがInGaAs層上で成長させられる場合の量子密度は、同等温度でGaAs層上で成長させられる場合に比べて、少なくとも2倍以上高い、ということが実験によって示されている。また、InGaAs合金の組成がIn0.1Ga0.9AsからIn0.2Ga0.8Asに増加させられると、量子密度も増加する。前記最下位InGaAs井戸層の厚みが極めて薄いものの、該最下位InGaAs井戸層の量子ドットの核化に関して、厚い井戸層と同じ効果を有することができる、ということが本発明者の実験によって示された。従って、再現可能なドット密度を実現するためには、前記最下位井戸層が一貫した再現可能な厚みおよび合金組成を有すればよい。約1ナノメータの厚みが再現可能な成長にはより容易であるが、前記最下位井戸層はわずか0.5nmの厚みを有することができる。
【0072】
図6から判るように、成長温度はドット密度に大きな影響を及ぼす。従って、最下位InGaAs層の組成および成長温度を選択することによって、量子ドット密度はかなりの範囲にわたって選択され得る。さらに、成長温度の上昇と共に、ドットサイズは大きくなり、ドット密度は低くなる。また、前記ドットは、成長温度の上昇に伴って、サイズがより均等化する傾向がある。成長条件によるドットサイズの変化は、原子間力顕微鏡によって確認可能である。しかしながら、高バンドギャップ材料に埋められたドットを有する構造にあっては、ドットサイズの変化は、複数の異なる成長条件についての半値全幅(FWHM)のフォトルミネッセンス測定値から推断可能である。一般的に、量子ドットサイズが大きいほど、フォトルミネッセンスFWHM測定値が大きくなる。このため、特定の用途において、一連の複数の量子ドットが異なる温度で成長させられ、前記フォトルミネッセンスFWHM測定値がサイズ不均一性の表示として使用されてよい。
【0073】
量子ドットの後に成長させられる層の成長条件は、量子ドットの光学的品質に影響する。特に、最上位量子井戸層の成長温度は、量子ドットのフォトルミネッセンス品質に影響する。図7は、複数の異なる温度で成長させられた上方InGaAs井戸層を有するInAs量子ドット構造についてのフォトルミネッセンス測定値を示す。フォトルミネッセンスの変化は、高い温度での上方(覆い)井戸層の分解に起因するものである。そのため、一実施の形態において、上方井戸層の成長温度は、量子ドット層の光学的品質を向上するよう選択される。レーザの一実施の形態において、前記上方井戸層の成長温度は、460℃〜490℃の範囲内になるよう選択される。というのは、この温度範囲は、良好な材料品質と比較的長い発光波長に対応する基底状態遷移エネルギとの組合せを実現することを容易にするからである。
【0074】
量子ドット層の後の厚い層の成長は、前記量子ドットの光学的特性にも影響する。図8は、レーザ構造における導波クラッド層の成長をシミュレートするために、複数の異なる温度でアニールされた量子ドットテスト構造についてのフォトルミネッセンススペクトルを示す。高いアニール温度では、かなりのブルーシフト(より短い波長へのシフト)が生じる。これは、長い波長のレーザ(例えば、1.24ミクロンを超える波長のレーザ)にあっては、量子ドット層の後に成長させられるクラッド層について比較的低い成長温度(例えば、約610℃未満のAlGaAsクラッド層成長温度)を選択するのが望ましい、ということを示している。
【0075】
最下位層404を含むInGaAs半導体の表面は、再現可能なInGaAs合金組成を有する、のが望ましい。これは、図6に示すように、部分的には、最下位層404のInGaAs合金組成のドット密度に強く依存しているからである。しかしながら、電界効果型シランジスタの分野においては、InGaAsがインジウムを含まないGaAsまたはAlGaAsのような層の最上部で成長させられる場合、前記InGaAsが有限的な厚みに関して選別された合金組成を有することができる、ということが知られている。これは、分子線エピキタシ成長の間、インジウムがInGaAsの表面において分離する傾向があるからである。このように分離したインジウムは、インジウムの“浮動層”としても知られている。該浮動層におけるインジウムの量は、結局、特定の成長温度および名目上の(厚い膜状)InGaAs成長温度についての定常状態値にまで増加する。約500℃で成長させられるIn0.2Ga0.8Asにあっては、前記インジウムの浮動層は、InAsの略1モノレイヤに対応する。図9は、従来技術による、分離したインジウム(等価モノレイヤ領域)、対、名目的なInGaAsの厚みを示す図である。表面上におけるインジウムの初期的な濃度が(ここで、モノレイヤ(MLs)のXはゼロ)であるならば、3〜4ナノメータのInGaAsが定常状態まで成長させられなければならない、ということが分かる。
【0076】
図10は、最下位障壁層402の後に成長が中断され、平衡モノレイヤ領域に近似するインジウムノレイヤの厚み(例えば、0.5〜1.5の範囲内の等価モノレイヤ領域が有利であるが、InAsの1等価モノレイヤ)を有するInAsの浮動層1010が堆積される。その後、最下位井戸層404が成長させられる。図9に示すように、前記InGaAs層がその平衡値に近いモノレイヤ領域で始まる場合、比較的薄いInGaAs層が再現可能な合金組成を実現するよう成長させられればよい。その結果、本発明者は、最下位井戸層404の表面の再現可能な合金組成を実現しながら、2ナノメータ未満の厚みを有する最下位井戸層404を成長させることが可能である、ということを認識した。一実施の形態において、最下位井戸層404は、1ナノメータ以下の厚みを有する。なお、InAsの浮動層1010は、ドット406を形成するためのInAsが堆積された場合にドットの形成に至る前記表面上の全体的なInAsモノレイヤ領域に貢献する。従って、一実施の形態において、InAsドット406を形成するための等価モノレイヤ領域は、予備飽和浮動層1010のInAsモノレイヤ領域と組み合わされた最下位井戸層404の成長の後に堆積されるInAsモノレイヤを含む、ことが理解されるであろう。一例として、量子ドットを形成するための前記所望の等価InAsモノレイヤ領域が2.4モノレイヤであり、InAsの1つのモノレイヤがInAsの浮動層1010として堆積される場合、2.4等価モノレイヤの所望の等価InAsモノレイヤ領域を実現するためには、最下位井戸層404の成長の後にInAsの約1.4モノレイヤが堆積されればよい。
【0077】
本発明者のフォトルミネッセンスの研究によって、必ずしも量子ドットの全てが上方障壁層に浸透しない方が望ましい、ということが分かった。図11Aは、最上位InGaAs井戸層408がInAs島406上に成長させられた後の、成長プロセスの一部を示す。上述のように、前記成長プロセスの統計的性質により、InAs島406のサイズはランダムに分布する。従って、前記最上位井戸層408が前記島606の最大厚み変化より厚くされない限り、前記島406のいくつかは前記井戸層408内に埋め込まれない突出部1105を有することになる。本特許出願に係る発明者による研究は、前記突出部1105は、特にアニール直後における前記構造の光学的品質を低下させるとともに、その他の不利な影響を及ぼすおそれがある、ことを示している。前記突出部1105は、これに対応する量子ドット406の光学的特性に実質的な変化を起こす可能性があるので、突出部1105を有するドットの割合を減少させるのが望ましい。
【0078】
図11Bは、量子ドットが量子井戸内に完全に埋め込まれることを確実にするための、層シーケンスを示す側面図である。図11Bに示す実施の形態において、最上位井戸層408の厚みdは平均的なドットの厚みtdより大きいよう選択されている。なお、量子は井戸層の中心に対照的に配置される必要はない。例えば、一実施の形態において、厚みdは下方の井戸層404の厚みdよりかなり厚い。一実施の形態において、最下位井戸層404の厚みは、再現可能な組成を実現しながら、できる限り薄くなるよう選択されている(例えば、1〜2ナノメータの厚み)。一例として、下方の井戸層404は2ナノメータの名目的な厚みを有することができ、上方の井戸層408は8ナノメータの名目的な厚みを有することができる。一定した合計井戸層厚みtを実現するために、このような構成により、全てのドットが井戸内に埋め込まれた状態で、ドット高さをできる限り広く異ならせることができる。
【0079】
図11Cは、除去ステップを使用して、ドット406の突出部1105が除去される実施の形態における成長シーケンスを示す。この実施の形態において、前記上方井戸層408が成長させられた後、該成長は、十分高い温度で、且、十分長い時間の間中断され、これにより、突出部1105からInAsを放出除去する(突出部1105は、除去ステップの間に、実質的に平坦な面となるよう除去されるので、該突出部1105は図11Cにおいて想像線で示されている)。一実施の形態において、前記除去ステップに先立って、少数のGaAsモノレイヤが成長させられてよい。前記除去ステップの後に前記成長が再開され、障壁層410が成長させられる。
【0080】
前記突出部1105を除去するための除去時間および温度を選択するために、フォトルミネッセンスおよび他の特徴判断技術を使用してよい。典型的な時間および温度としては、ヒ素安定GaAs面を維持するのに十分なヒ素流動率で1分間、590℃の除去温度が使用される。一実施の形態において、GaAs面は安定するがInAsは消失するよう、温度が選択される。上述のように、一実施の形態において、前記除去プロセスの間に前記上方InGaAs井戸層の平坦部分の品質を容易に保持できるよう、前記除去プロセスに先立って、少数のGaAsモノレイヤが堆積されてもよい。斜線部分で示すように、前記除去ステップは、最終的な構造において、結果としての量子ドット406が上方障壁層410中に入り込まない、ことを確実にする。フォトルミネッセンスの実験により、図11Cに示したプロセスが約25〜35meVの量子ドットについて、図11Bに示したプロセスを使用して形成された量子ドットについてのフォトルミネッセンスFWHM測定値より約2倍低いフォトルミネッセンスFWHM測定値を有し、これが量子ドットの厚みにおける均等化の改善によるものである、ということが示された。従って、図11Bに示した実施の形態は、前記突出部分を除去でき、量子ドットの厚み均等化を改善できる、という2つの有利な効果を提供する。一実施の形態において、成長した島の平均的な厚みは、前記上方InGaAs井戸層の厚みより大きいものが選択される。従って、この実施の形態において、前記除去ステップによって、全ての量子ドットの高さが揃えられ、前記上方InGaAs井戸層と略同じ厚みを有することになる。
【0081】
本発明の成長技術による1つの有利な効果は、比較的薄い量子井戸内で成長させられる量子ドットの高い密度を可能にし、これが、特定のドット密度および量子ドットの対応するピーク光学ゲインを実現できるよう歪み−厚み積を減少する、ということである。さらに、これは、少なくとも1260ナノメータの発光波長のような、商業的利用に適した比較的長い基底状態発光波長で、同時に実現されることが可能である。例えば、9ナノメータの井戸厚み、0.15のインジウム合金分率、1平方センチメータ当たり1x1011のドット密度に対応する温度で成長させられた2.1モノレイヤのInAsモノレイヤ領域である場合、これに対応する歪み−厚み積(前記InAsドットおよびInGaAs井戸層に関する等価InAs厚みの加重平均により、20%の前記井戸における平均的インジウム合金分率を算出)は、前記井戸の厚み(90オングストローム)を乗じた平均的組成(1.45%)に対応した歪みであり、すなわち、130.5Å−%である。
【0082】
図12は、光学デバイスの活性領域1200の成長層シーケンスおよび層厚みを示す。なお、前記活性領域1200は、他の光学導波クラッド層内の導波コアの一部または全部からなっていてよい。低い歪み−厚み積を有する個々の量子ドットを形成する能力は、約200〜300ナノメータの範囲内のコア導波路厚みTactiveを有する適当なレーザウェーブガイドの活性領域に4つ以上の量子ドット層を積ね重ねることを容易にする。
【0083】
個々の量子ドット層または量子ドット層シーケンスを設計する上での重要な制約は、活性領域の歪み−厚み積である。GaAs基板上で成長させられるInGaAs層は、歪みのある層である。該歪みのある層の歪み−厚み積が十分に低いものである場合、高い品質の、歪みのある層が実現され得る。しかしながら、前記歪み−厚み積が高すぎる場合、臨界的な厚みを超えると、ぴったり合わない転位が生じがちである。1つの歪みのある層の臨界的な厚みを算出するために、従来より様々な技術が使用されている。
【0084】
図13は、(埋め込まれる量子ドット層の下限を算出するために使用されてよい)均等な合金組成を有する歪みのある層の臨界的な厚みを算出するために一般的に使用されているMatthews−Blakeslee関係を示す。曲線1305は、臨界的な厚みを示す曲線である。該曲線1305の上方の領域は、転位を生じがちである。Matthews−Blakeslee曲線1305は、平均的な井戸層の組成およびIn0.2Ga0.8Asのドットを有する1つの量子ドット層が、せいぜい12ナノメータの臨界的な厚み有する、ことを示している。しかしながら、前記量子ドット自体が転位されない場合、Matthews−Blakeslee臨界的厚みは非平衡結晶成長についての伝統的な概算である。
【0085】
さらに、活性領域1200の量子ドット層シーケンスにおいて、平均的な歪み−厚み積は、スレシュホルド平均的歪み(例えば、0.5%)未満でなければならない。Eが井戸層の歪み、Tが井戸の厚みとした場合、個々の量子ドット層の歪み−厚み積は、Eである。また、Eが障壁層の歪み、Tが障壁層の厚みとした場合、個々の障壁層の歪み−厚み積は、Eである。nドット層のシーケンスの場合、平均的歪みEavは、
【0086】
【数1】

Figure 2004528705
数式1
【0087】
(歪みの無い)GaAs障壁の場合、これは次のように簡略化される。
【0088】
【数2】
Figure 2004528705
数式2
【0089】
上記数式1は、障壁の厚み、井戸の厚み、修正された平均歪み、障壁の歪み、および、井戸の歪みの間の関係として表現し直すことができる。
【0090】
【数3】
Figure 2004528705
数式3
【0091】
GaAs基板上で成長させられるGaAsまたはAlGaAsの場合、
【数6】
Figure 2004528705
であり、従って、前記障壁の厚みは、
【0092】
【数4】
Figure 2004528705
数式4
【0093】
上記式は、最小の障壁層の厚みについての関係を求めるために使用可能である。平均的歪みが最大平均歪み(例えば、約0.51%未満の平均歪み)Eavmax未満に選択される場合、次の関係が成り立つ。
【0094】
【数5】
Figure 2004528705
数式5
【0095】
一例として、約In0.2Ga0.8Asの平均的In合金組成について、前記Eavmaxが0.4でEが1.45である場合、Tb>2.625Tw(n/(n+1))である。ある構造についてのTwが9nmである場合、6量子ドットレイヤを要する構造の最小障壁厚みは約20ナノメータである。
【0096】
前記量子ドットは、様々なレーザ構造に利用可能である。例えば、図31において、AlGaAsクラッド層1320および3125を使用して、長さLを有する光学キャビティの量子ドット活性層3105に対して縦方向の光閉じこめを実現してよい。反射ファセットまたはブラッグ格子等の任意の適当な手段を使用して、光学キャビティのための光学フィードバックを行ってよい。任意の適当な処理を使用して、横方向の光閉じこめを実現してよい。例えば、横方向の光閉じこめを実現するために、リッジ導波路を使用してよい。個々のレーザは、ファブリ・ペローレーザ、分散型ブラッグ反射器レーサ゛、分散型フィードバックレーザまたは外部キャビティレーザとして製作されてよい。不利なブルーシフトを回避するよう成長条件を選択することによって、量子ドットのサイズ(高さ、幅および長さ)を、商業的に重要な1.3波長範囲のような様々な波長でのゲインを実現するよう選択され得る。
【0097】
図14Aは、単一の量子ドット層を有するレーザの成長シーケンスを示す図であり、図14Bは、対応する伝導帯エネルギを示す図である。前記伝導帯エネルギ図から理解されるように、前記量子井戸は、中央量子井戸層のバンドギャップエネルギがその周りの量子井戸障壁層に比べて低いことによって、量子ドットが注入されたキャリアを捕捉して保持するのを補助する。図14Aにおいて、n型GaAs緩衝層がGaAs基板上に成長させられる。その後、約2ミクロンの厚みを有する第1のAlGaAsクラッド層が成長させられる。その後、約0.11ミクロンの厚みを有する(非トープ)アンドープGaAs導波層が成長させられる。InAsの約1モノレイヤからなる予備飽和層1415が、成長中断ステップ時に堆積される。前記成長中断時に、成長温度が約490℃に調整される。その後、約2ナノメータのInGaAs最下位井戸層1420が成長させられる。InAs島を形成するために、約1.4モノレイヤの単分子膜被覆率に対応するInAs層が堆積される。なお、InAsの1モノレイヤの予備飽和層1415が前記最下位井戸層1420に先立って堆積させられるので、前記InAs島を形成するInGaAs最下位井戸の表面上におけるInAsの合計被覆率は約2.4等価モノレイヤとなる。その後、約7.6ナノメータの厚みを有するInGaAs最上位井戸層1440が成長させられる。一実施の形態において、その後に、数モノレイヤのGaAsが成長させられ、これに引き続き、基板温度が約610℃に上げられる成長中断ステップが行われる。好ましくは、前記成長中断ステップは、前記第1の導波層と略同じ厚みを有する第2のGaAs導波層1445の成長を開始する前に前記表面から余分な隔離されたインジウムを除去するために、十分長い期間継続される。その後、上方AlGaAsクラッド層1450が成長させられ、しかる後、GaAs被覆層1455が成長させられる。
【0098】
層1410、1420、1430、1440および1445は、その周りのAlGaAsクラッド層1405および1450より高い屈折率を有する導波コア領域を構成する。その結果、横光学モードが前記レーザ構造によって閉じこめられる。前記横光学モードの一部分は、前記レーザ構造における量子ドットによって占拠される部分に閉じこめられることになる。
【0099】
前記p型層、アンドープ層およびn型層は、p−i−nレーザ構造を構成する。1つの基板極性のみが示されているが、前記層のドーピング極性は図示のものとは逆にしてもよい。前記量子井戸層1420および1440は、量子ドットに対するキャリア捕捉を向上するという付加的な効果を実現するとともに、前記ドットからのキャリアの熱放射を減少させる作用も有する。これは、量子ドットレーザに重要な利点をもたらす。量子ドットレーザにおいて、個々の量子ドット層における量子ドットの充填率(フィルファクタ)は、低く、ドット密度および平均的ドットサイズに応じて典型的には10%未満である。場合によっては、前記充填率は5%未満であることもある。量子ドットは量子井戸内に配設されるので、量子井戸の井戸層によって捕捉されるキャリアは、当然、量子ドットに進入する。さらに、前記量子井戸の障壁層も、前記ドットからのキャリアの熱放射を減少させる作用を有する。
【0100】
図15は図14と同様な層シーケンスを示す。しかしながら、図15に示すように、前記活性層の成長温度は、量子ドットの密度を制御するために変化させられてもよい。
【0101】
図16は、測定されたモードゲイン、対、2つの異なるドット密度を実現する成長温度で成長させられたレーザ構造の関係を示す図である。図16において、実験データは、飽和基底状態モードゲインがドット密度に対して略リニアに上昇する、ことを示している。
【0102】
図17は、図14のものと同様なレーザ構造の基底状態モードゲインを示すものであるが、前記InGaAs井戸層の合金組成が変化させられている。飽和(最大)基底状態モードゲインはIn合金成分が増えるに従って増加する、ということが分かる。
【0103】
上述のように、前記量子井戸内の歪みが転位のための臨界厚み未満であり続け、また、前記導波コアによる平均的歪みが平均的歪みスレシュホルド値未満であり続けるのに十分な程度に、量子ドット層間の分離が大きいものである限り、多数の量子ドット層を活性領域に使用できる。図18は、1つの量子ドット層を有するレーザ構造についてのモード、対、電流密度の関係を示す曲線1805、および、3つの量子ドット層を有するレーザ構造についての同様な曲線1820を示し、ここにおいて、各量子ドット層の量子井戸は10ナノメータの厚みの障壁層を介して隣接する量子ドット層から分離している。この例において、個々の量子ドット層は、各量子ドット層の光閉じこめは単一の量子ドット層のものと略同じになる程度に十分近接して離隔しており、その結果、総合的なモードゲインが累積的に3倍増加する。
【0104】
前記量子ドットレーザの成長条件および層シーケンスは、特定の用途に適合されてよい。ある用途においては、比較的高い基底状態飽和モードゲインが望ましい。例えば、OC−48およびOC−192に対応したレーザ等の商業的なレーザの用途において、少なくとも1260ナノメータの発光波長および500ミクロン未満キャビティ長が必要であり、光子の寿命を短くするためには300ミクロンのキャビティ長が望ましい。この波長は、レーザを基底状態(最長波長発光)で動作するよう設計し、且つ、成長時における量子ドットのブルーシフトを最小化する成長条件を選択する(すなわち、上述のようなブルーシフトを最小化するよう被覆層および厚いクラッド層の成長条件を適当に選択することによって)、実現可能である。さらに、ドットの高さ、ドットの直径、ドットの組成、ならびに、InGaAs井戸の幅および組成は、基底状態遷移エネルギに影響し、1260ナノメータを超える発光波長を有する基底状態光遷移を実現するよう選択されてよい。
【0105】
本発明の量子ドットの利点は、これらが極めて低い線幅増大係数を有する、ということである。レーザがその駆動電流(その光出力を変化させるためにp−i−nレーザダイオードに注入される電流)を変化させることによって直接変調される際、低い線幅増大係数は好ましくない波長変動を減少させる。前記線幅増大係数αは、レーザ発光波長λでのある特定のゲインに関して、キャリア密度Nの変化が活性層の屈折率nを変化させる程度を示すものである。該線幅増大係数は、
【0106】
【数7】
Figure 2004528705
のように数学的に表すことができる。
【0107】
本発明者の実験は、前記量子ドットレーザの線幅増大係数がわずか0.1であり、これは略同じ波長の同等の量子井戸レーザに比べて約20倍低い、ということを示している。この低い線幅増大係数は、レーザの高周波数直接変調の波長チャープを減少させる。チャープは、変調データ速度が上がるのに伴い、ファイバオプティクスに使用される従来のレーザにおいてますます深刻な問題となる。従って、ある従来のファイバオプティクスにおいては、レーザの一定のパワー出力を変調するために、外部の変調器(前記レーザとは別個の変調器)が使用される。比較すると、本発明の量子ドットレーザの0.2未満の低い線幅増加係数は、極めてわずかなチャープでレーザの直接的高速変調を可能にする。このため、本発明の量子ドットレーザは、レーザが少なくとも1260ナノメータの波長を有し、1Gbpsより高いデータ速度で直接変調され、これにより外部の変調器を不要にする用途にとって魅力的なものになる。
【0108】
OC−48およびOC−192に対応したレーザ等の様々な商業的なレーザは、1Gbpsを超える変調速度を必要とする。直接変調レーザにおいて、緩和振動周波数frは、
【0109】
【数8】
Figure 2004528705
の式で与えられ、ここで、Pは光子密度、ηは導波路の有効屈折率、cは真空状態での光の速度、τは光子の寿命、dg/dNは差動ゲインを示す。
【0110】
量子ドットレーザの直接変調に関し、高いデータ速度で直接変調されるレーザには短い光子寿命が必要であり、このことは、500ミクロン未満のキャビティ長、好ましくは300ミクロン未満のキャビティ長が必要であることを暗示している。飽和基底状態でのモードゲインは、長さが500ミクロンのキャビティであって前後のファセットのファセット反射率がそれぞれ10%/90%である場合、少なくとも25cm−1でなければならず、また、長さが300ミクロンのキャビティであって前後のファセットのファセット反射率がそれぞれ10%/90%である場合、少なくとも40cm−1でなければならない。さらに、前記レーザは、前記差動ゲイン(dg/dN)が高くあり続けるよう飽和基底状態でモードゲインより十分低く選択されるスレシュホルドゲインで動作するのが望ましい。
【0111】
高い飽和基底状態モードゲインを必要とする用途では、厚みが約300ナノメータ以下の導波コア領域内に複数の量子ドット層が含まれるのが好ましい。というのは、約200〜300ナノメータの範囲内の導波コアの厚みは、量子ドット層毎に最適な光閉じ込めを実現するからである。(なお、200〜300ナノメータの範囲内の厚みは、AlGaAs導波層の屈折率について1.3ミクロンの発光波長の約半分に当たる距離に対応し、これについて量子ドット層毎に高い光閉じ込めが実現され得る)。1つの量子ドット層について、7cm−1を超える飽和基底状態モードゲインを得ることができるので、高いピーク光学ゲインを必要とする多くの用途には、4〜8個の範囲の合計量子ドット層で十分である。合計4〜8個の量子ドット層を有するレーザの成長シーケンスの一例が図19に示されている。前記導波コアの全厚みは、好ましくは約200〜300ナノメータの範囲内であるのが好ましい。というのは、この範囲は、量子ドット層当たりの最高の光閉じこめを実現するからである。対応するAlGaAsクラッド層は、モル分率xが0.6〜0.8(60%〜80%のアルミニウム・ヒ素比率のような百分率で記述されてもよい)の範囲内とするAlGa1−xAsクラッド層であるのが好ましい。というのは、この範囲が成長中の高品質光学層に一致した高い光閉じこめ率を実現するからである。前記AlGaAsクラッド層はより低いモル分率で成長させられてもよいが、前記AlGaAsにおけるアルミニウムのモル分率が減少させられるのに伴って、光閉じこめ率が幾分低くなる。
【0112】
なお、直接変調レーザ構造はレーザのp−i−nダイオードに対して変調された電流を供給するために任意の公知のパッケージングおよび接点を使用してよい。例えば、前記レーザは、1Gbpsを超える速度で変調される電流をダイオードに供給するようパッケージングされたリッジ導波レーザであってよい。
【0113】
なお、ドット密度を増加させる成長条件とドットのサイズ均一性との間には考慮すべき兼ね合いがある。各レーザにおける高ドット密度は、ゲインを実現するのに役立つドットの数を増加させる。しかしながら、これは、ドット密度を上げる成長条件がドットのサイズにおける差異を大きくもするという事実によって幾分相殺される。高い飽和基底状態光学ゲインを有するレーザ構造については、可能な限り高いドットサイズ均一性(最少の不均一な広がり)を有する量子ドット当たりの高ドット密度に合った成長条件を選択するのが望ましい。従って、マルチ量子ドット層レーザの一実施の形態において、各量子ドット層レーザの成長シーケンスは、図11Cに示した実施の形態と同様な量子ドットをトリムするよう選択される。
【0114】
あるレーザの用途において、比較的低い注入レベルで広い波長範囲にわたって延びる光学ゲインスペクトルを有するのが望ましい。このような状況では、波長調整(チューニング)を容易にするために、比較的低い飽和基底状態モードゲインが望ましい。図20Aは、単一の量子ドットに関する光学遷移エネルギを例示する図である。個々の量子ドットは、その長さ、幅および高さに対応した量子閉じこめエネルギを有する。ここでは、ドットのサイズ、組成および形状に応じて、第1励起状態遷移エネルギ、第2励起状態遷移エネルギ、そして、おそらく、付加的な遷移エネルギが存在することになる。高さがわずか7ナノメータで、直径が30ナノメータであるInAs量子ドットについて、前記基底状態遷移と第1励起状態遷移との間における遷移エネルギの差は、約80meVである。図20Bにおいて、平均サイズを中心とするサイズ分布を有する量子ドットの集団については、斜線領域によって示されるように、サイズ分布に対応する不均一な広がりが生じることになる。量子ドットが注入されると、均一な広がりも生じる。不均一な広がりの程度は、ドットのサイズ変化を増加または減少する成長条件を選択することによって調節可能である。フォトルミネッセンスの研究により、成長条件を調節することによって、前記不均一な広がりを約30meVの最小値から少なくとも70meVに変化させることができる、ということが分かっている。数kA/cmの注入レベルで、24meVを超える均一な広がりが実現され得る。前記均一な広がりは、例えば、電子と光子および他の電子との衝突に帰因すると思われる。
【0115】
均一な広がりと不均一な広がりとの相互作用は、光学ゲインスペクトルを拡大するよう作用する。該均一な広がりと不均一な広がりとの相互作用は、ゲイン応答の幅を二倍以上に大きくする。レーザ発光モード光子は、エネルギ的に共鳴するドットのみならず、均一な広がり範囲内に存在する他の共鳴しないドットからも、ゲインを得る。従って、中央基底状態遷移エネルギと連続的な励起状態との差が約30meV〜80meVの範囲内である場合、均一な広がりと不均一な広がりが連続したゲインスペクトルを作り出すので、比較的低い電流密度で連続した光学ゲインスペクトルが実現され得る。
【0116】
本発明の一実施の形態において、成長パラメータは、約30〜80meVの範囲内の連続的量子ドット遷移エネルギのエネルギ値における差を実現するよう選択される。特に、一実施の形態において、量子ドットの平均サイズを変化させてそれらの遷移エネルギを調節できるよう、前記成長パラメータを選択してよい。好ましくは、前記成長パラメータは、さらに、十分な程度の不均一な広がりを実現するよう選択されてもよい。一実施の形態において、前記不均一な広がりは、前記基底状態遷移エネルギ値と前記第1励起状態遷移エネルギとの間におけるエネルギ値の差の少なくとも半分になるよう選択される。他の実施の形態において、前記不均一な広がりは、前記均一な広がりと不均一な広がりの組合せが比較的低いスレシュホルド電流で連続した光学ゲインスペクトルを形成するように、前記エネルギレベルの差を下回る約20〜30meVとなるよう選択される。
【0117】
量子ドット活性領域を含む半導体レーザは、比較的低い電流で、広い波長範囲にわたって動作するよう設計される。図21は、選択された電流での、量子ドット活性領域のキャビティ光学ゲインの例示的な曲線2110である(e2gL、ここで、gは単位長さ当たりのゲイン、Lはキャビティにおけるゲイン媒体の長さを示す)。図21において、量子ドット活性領域は、波長λでのピーク2105に対応する基底状態量子レベルを有するよう設計されてよい。図において、ミラー損失および吸収損失を含む共鳴損失を克服できるよう、波長λでの基底状態モードゲインは、最小ゲインgminより大きな飽和値で飽和させられる。より拡張された波長調整範囲が所望の場合、駆動電流は前記励起状態を定住させるよう選択される。例えば、ドットの長方向さおよび幅方向に沿った量子閉じ込めに対応した第1励起量子状態(例えば、第1励起状態2110および第2励起状態2115)は、λとλとの間のピーク2110および2115によって示されるように、付加的なより高いエネルギ状態を実現するよう設計されてもよい。比較すると、同等の波長にわたってゲインを実現する従来の量子ドット活性領域は、量子井戸の第1の基底状態で飽和可能なゲインを得ることができず、全波長範囲にわたって最小ゲインを実現するために極めて高い電流密度を必要とする。本発明者の大雑把な見積もりによると、量子ドットレーザは、従来の同等の量子井戸レーザに比べて約10倍少ない電流によって、広い波長調整範囲を実現することができる。一実施の形態において、前記不均一な広がりならびに前記基底状態遷移エネルギ、第1励起状態遷移エネルギおよび第2励起状態遷移エネルギのエネルギ差は、最大スレシュホルド電流密度について少なくとも150ナノメータの連続した光学ゲインを可能にするよう選択される。好ましくは、駆動電流は、少なくとも基底状態モードゲインを飽和させるよう選択される。量子ドットのマルチ層を有する一実施の形態において、各量子ドット層が、広くて連続した光学ゲインスペクトルを形成するのを容易にする複数層の遷移エネルギ系列を構成するよう選択された異なる遷移エネルギ系列を有するよう、互いに異なる層のドットの成長パラメータを選択してよい。例えば、第1の量子ドット層は、第1の基底状態遷移エネルギとこれに対応した励起状態遷移エネルギレベルを有することができる。また、第2の量子ドット層は、前記第1の量子ドット層の対応する励起状態遷移エネルギレベルに対して、その基底状態遷移エネルギとこれに対応した励起状態遷移エネルギレベル(例えば、第1および第2励起状態遷移エネルギ)の値(例えば、10〜40meV)をオフセットさせるよう選択されるドット特性(例えば、サイズ、形状および組成)を有することができる。
【0118】
図22は、増幅された自然発光強度、対、図14Bに示されたものと同様な構造から製作され1つの量子ドット層を有するレーザキャビティの波長との関係を示す図である。名目的なドットの高さは約490℃の温度で成長させられた約7ナノメータであり、ドット密度は約7.5x1010cmに対応している。前方ファセットはファブリ−ペローレーザ光発光を抑えるための非反射(AR)コーティングであり、キャビティ長は約1.7mmである。曲線2205は500mAの駆動電流を示し、曲線2210は600mAの駆動電流を示し、曲線2215は700mAの駆動電流を示す。これら3つの曲線に係る駆動電流は基底状態モードゲインが飽和させられるのに十分な程度に高く、これが、1.20〜1.30ミクロンの範囲内での曲線収束の原因である。また、前記駆動電流は、200ナノメータ以上にわたる連続したゲインに対応する励起量子ドット状態が定住するのに十分な程度に大きい。曲線2210および2215のより高い注入レベルでは、第2励起状態(1.05ミクロン)でのレーザ光発光が始まる。
【0119】
図23は、より短い波長に調整(チューニング)されたわずか1.3ミクロンの波長についての、波長調整範囲、対、電流密度の関係を例示する図である。量子ドットを示す曲線2380は、本発明者の実験データに基づいている。量子井戸を示す曲線2390は、文献に発表された様々な数値に基づいている。曲線2280に示すように、量子ドットレーザは、1kA/cmの注入電流密度の上昇毎に、約70nmの波長調整(チューニング)を可能にする。比較のために言うと、従来の量子井戸は、70nmの波長調整(チューニング)範囲を実現するために約2.3kA/cmを必要とする。前記曲線2390に示すように、波長調整範囲が名目波長(この場合150nm)の10%を超えると、量子井戸はスレシュホルド電流範囲において急激な増加を示す。10%の波長調整範囲を超えると、バイアス電流は、劇的に上昇し、典型的には10kA/cmを超える。しかしながら、動作寿命を長くするために、一般的に、波長調整可能なレーザに使用される量子井戸レーザは、約70nmの波長調整に対応する最大電流密度で動作させられる。曲線2380に示すように、本発明の量子ドット活性領域は、2〜3kA/cmの範囲内の電流密度で、150nmを超える(例えば、200nmを超える)波長に同調され得る。これは、例えば、1つの量子ドットレーザを使用して、従来の量子井戸レーザでは実現不可能であった約3kA/cm未満の電流密度での180ナノメータの波長調整範囲を実現する、ことを可能にする。
【0120】
本発明の量子ドットレーザは、波長調整可能な外部キャビティレーザの有効ゲイン媒体として使用され得る。図24は、一般的な外部キャビティレーザを示す上端面図である。レーザ光発光のためのスレシュホルド条件は、共鳴器損失(ミラー損失および内部損失)の総和がゲイン媒体の光学ゲインによってバランスさせられる、ということである。波長調整可能なレーザにおいては、波長の関数である反射率を有する波長セレクタ2440が設けられる。典型的には、レーザダイオード2402の後方ファセット2405は高い反射率を保持する一方、該レーザダイオード2402の前方ファセット2410は極めて低い反射率を有するよう処理される。外部キャビティシステムのスレシュホルド条件は、R2(g− α i)L1R(λ) e(−2 α eL2)=1であり、ここで、Rは前記レーザダイオードの後方ファセットの反射率を示し、gは該レーザダイオードの単位長さ当たりのゲインを示し、αiは該レーザダイオードの単位長さ当たりの損失を示し、L1は該レーザダイオードのキャビティ長を示し、R(λ)は前記波長セレクタの反射率を示し、αeは前記外部キャビティの単位長さ当たりの平均的損失を示す、L2は前記外部キャビティの有効長さを示す。
【0121】
外部キャビティ、波長調整可能レーザにおいて、前記波長セレクタは、その波長の関数としての透過率または反射率応答が前記レーザに対する光学的フィードバックを狭い波長帯に制限するよう制御され得る外部要素の任意の組合せであってよい。波長調整可能、外部キャビティレーザは、典型的には、波長選択型分散に基づく波長選択型光学フィードバックを実現するよう構成された外部格子を使用する。図25Aおよび25Bに示すように、外部キャビティ、半導体レーザにおいては、典型的には、レーザダイオードの一方のファセットが高い反射率(HR)の材料によってコーティングされ、他方のファセットが反射防止(AR)膜によってコーティングされる。典型的には、外部格子は、レーザダイオードに対して波長選択型フィードバックを実現し、また、出力カプラとして機能するよう構成される。好ましくは、前記AR膜の反射率および前記レーザキャビティの長さは、該レーザにおけるファブリ−ペロー(FP)モードを抑制するよう選択される。なお、例えば、デバイス製作時に非誘導ウィンドウ領域を組み込む、または、劈開ファセットに対してレーザストライプを傾斜させるなどのような、ある波長範囲にわたって劈開ファセットからのファブリ−ペローモードを抑制するための公知技術を使用してもよい。好ましくは、前記半導体レーザの長さおよび前記ARコーティングされたファセットの残留反射率は、前記外部格子のみがレーザ光発光波長を決定するよう選択される。一実施の形態において、前記半導体レーザの長さおよび前記ARコーティングされたファセットの残留反射率は、当該レーザが、外部格子からのフィードバックなしに、量子ドットの基底状態以外および少なくとも第1励起状態でレーザ光を発光することができない、よう選択される。
【0122】
外部キャビティレーザにおいて、最小ゲインは、前記半導体レーザの長さおよび前記ARコーティングされたファセットの残留反射率は、キャビティ損失を上回る必要がある。従って、図24において、広い波長調整範囲を実現するために、基準状態の飽和レーザゲインは、吸収損失およびミラー損失を含む共鳴器損失の総和より大きくなるよう選択すべきである。しかしながら、前記格子によって選択される波長は、約20nmの自走発光波長内のみでのファブリ−ペローモードを抑制するだけで、均一的なゲイン拡大範囲内の光学ゲインを消耗させるのみである。従って、一実施の形態において、好ましくは、高量子状態でのピークゲインgは、前方ファセットの残留ファセット反射率によるFPモードからの不利なレーザ光発光を阻止するのに十分低いよう選択される。
【0123】
2つの一般的な外部キャビティ構造は、Littman−Metcalf外部キャビティおよびLittrow外部キャビティである。図25Bは、Littman−Metcalfレーザキャビティを例示する図である。また、図25Aは、Littrowレーザキャビティを例示する図である。前記Littrowキャビティにおいては、レーザ2510から格子2530によって受光される光の入射角は、前記レーザキャビティの1つのミラーの機能を実行するレーザにビームが反射され返されるような入射角である。前記格子2530の角度が波長を決定する。キャビティ帯域幅を減少させるために、Littrow構造にエタロンが含まれることがある。前記Littman−Metcalf構造2500において、格子2530は波長調整用ミラー2510(再帰反射器としても知られている)に向けて光を屈折させ、該ミラー2510がフィードバックを決める。典型的には、レーザ出力の前記格子への結合を向上させるために、コリメータレンズ2505が外部キャビティレーザに設けられる。
【0124】
本発明に従う波長調整可能なレーザの1つの用途は、テストおよびモニタ(T&M)用途である。このようなテストおよびモニタ用途の実用的な波長調整可能なレーザは、妥当なレーザ寿命を実現するよう選択される最大動作電流を有さなければならない(例えば、典型的には、10kA/cmを超える電流密度が寿命低下に関連づけられる)。量子井戸ゲイン媒体を有する商業的に入手可能な波長調整可能なレーザにおいて、量子井戸レーザは、約70ナノメータの有効波長範囲を有する。しかしながら、多くの用途において、大きな波長調整範囲を有するのが望ましい。従来より、200ナノメータの波長調整範囲にわたるテストおよびモニタ用途には、各々が複数の異なる波長範囲について最適化された量子井戸ゲイン媒体を有する3つの波長調整可能なレーザが必要であった。比較のために述べると、本発明の量子ドットレーザは、実用的な電流密度について少なくとも200ナノメータの連続した波長調整範囲を有する。
【0125】
なお、本発明の量子ドット活性領域は、レーザ光波長を調整するために、一体化された波長セレクタ要素を有する。当該技術においては、波長セレクタ要素を有する様々な種類の半導体レーザが公知である。特に、波長整調可能な分散型Bragg反射器(DBR)および分散型フィードバックレーザ構造(DFB)が、レーザ発光技術において公知である。前記DBRレーザは、λ=2nΛ/mによって与えられるBragg波長条件を定義する格子を含み、ここで、Λは格子周期、nは使用されている材料の屈折率を示し、mは回折次数を示す。前記Bragg波長条件は、前記格子に対応した高い有効反射率を有する波長を定義する。図26に示すように、レーザの格子2620の一部の屈折率、すなわち、そのBragg波長を調整するために、前記レーザの1つのセクションにおける電流が調整され得る複数のセクション2605,2610,2615を有するマルチセクションDFBレーザおよびマルチセクションDBRレーザが、当該技術分野において公知である。適当な波長調整可能なDFBレーザまたはDBRレーザが、本発明の量子ドット活性領域2630を含むよう変更されてよい。
【0126】
さらに、量子ドット活性領域を有する半導体レーザの出力波長が、温度に対応して調整されてもよい。図27Aにおいて、量子ドット活性領域を2705有する分散型フィードバックレーザは、複数の異なる屈折指数を有する導波層2720,2730上に製作される格子の周期性からBraggレーザ光発光状態を確立するために任意の適当な格子構造を含んでいてもよい。従来のDFBレーザにおいては、熱膨張および前記屈折指数の温度依存性によって、約0.1nm/℃のBragg波長に変化が生じる。従来の1.3ミクロンのレーザにおいて、ゲインピークは、約0.4℃だけ変化する。その結果、DFBレーザが良好なモード特性を維持する温度範囲が制限される(例えば、典型的には約40℃)。すなわち、ゲインピークが波長においてBragg波長より実質的に長くなるよう温度が上昇すると、前記DFBレーザは高すぎるスレシュホルド電流を有するか、または、乏しいモード識別性を有しがちになる。図27Bは、従来の1.3ミクロンのレーザについてのBragg波長の変化およびゲインピーク、対、温度の関係を示す。量子ドット活性領域は、温度感度の低下に至る量子ドットの三次元の量子閉じこめに関連したデルタ関数状態密度を有する。本発明者による実験は、量子ドットが、前記三次元の量子閉じこめに関連したデルタ関数状態密度によって、わずか約0.17nm/℃のピークゲイン変化を有する、ことを示した。ゲインピークの低下した温度感度は、広いゲイン関数と共に、温度に応じて波長調整されたDFB量子ドットレーザが従来のバルクまたは量子井戸DFBレーザに比べて広い波長調整範囲を実現可能にする。DFBレーザの一実施の形態において、前記Bragg波長は、第1の動作温度では光学ゲインスペクトルの長い波長側で動作するよう選択され、これにより、より高い動作温度で前記レーザを動作させるのを容易にする(これが前記光学ゲインスペクトルをより長い波長にシフトさせる)。
【0127】
本発明の量子ドット活性領域は、レーザのモノリシックのマルチ波長アレイにも使用され得る。図28は、レーザ2820のマルチ波長アレイ2800を示す斜視図である。各レーザ2820はリッジレーザ、埋め込み型ヘテロ構造レーザ、または横光閉じこめを実現するその他のレーザ構造として製作可能である。各レーザは、長手方向キャビティ長Lを有する。従来の劈開またはエッチング処理を使用してレーザファセット2815を形成してよい。前記アレイ2800は、量子ドット活性領域2810を有する共通の基板2805上に形成されている。前記量子ドット活性領域2810の成長パラメータは、所望の電流密度範囲内で所望の波長調整範囲(例えば、100〜200nm)を実現するよう選択される。各前記レーザは、好ましくは、該レーザの所望の波長を実現するよう選択された格子周期性Λを持つ少なくとも1つの格子セクション2830を有するDFBまたはDBRレーザである。前記モノリシックのマルチ波長アレイ2800の1つの利点は、前記量子ドット活性領域2810の大きな波長調整範囲によって、多数の異なる出力波長を有するDFBまたはDBRレーザ2820が密な波長分割多重方式(DWDM)での用途のために同時に製作可能である、ということである。代案として、前記波長アレイ2800は、かなりの波長間隔を持つより少数の波長を有するのが望ましい広い波長分割多重方式(DWDM)での用途に使用されてもよい。例えば、一実施の形態において、前記波長アレイ2800は、1270ナノメータ〜1355ナノメータの波長の範囲(例えば75乃至85ナノメータ範囲)をカバーするよう使用され得る。一実施の形態において、前記不均一な広がりおよび前記基底状態遷移エネルギと第1励起状態遷移エネルギとのエネルギ差は、最大スレシュホルド電流密度について少なくとも75ナノメータの連続した光学ゲインスペクトルを可能にするよう選択される。
【0128】
また、前記アレイ2880の量子ドット活性領域2810の光学特性は、各前記レーザが高いデータ速度で直接変調されることを可能にする。本発明者の理論的研究により、最適化された量子ドットレーザが従来の量子井戸レーザに比べて約5〜10倍低い線幅増大係数、ならびに、より高い差動ゲインを有するはずである、ということが示されている。これにより、受け入れ可能なチャープで、高いデータ速度(例えば、10−40Gbit/s)で量子ドットレーザを直接変調することが実現可能になる。これは、チャープ効果を減少させるために、典型的には外部変調器によって高いデータ速度で変調されていた従来の量子井戸レーザとは対照的である。さらに、本発明の量子ドットレーザの低いスレシュホルド電流密度は、直接レーザ変調を容易にする。典型的には、直接変調される高周波数レーザは、スレシュホルド電流の数倍の駆動電流を必要とする。前記マルチ波長列2800の各レーザの比較的低いスレシュホルド電流は、高いデータ速度での直接変調を容易にする。従って、一実施の形態において、前記マルチ波長列2800の各レーザは、その駆動電流を変化させることによって直接変調される。これにより、従来のDWDMシステムに使用されている外部変調器、フィルタおよび光アイソレータが不要になる。
【0129】
図29に示すように、前記アレイの各レーザが直接変調される場合、それらの出力は、光学結合器(MUX)2950モジュールによって直接受光され、光ファイバに結合されてよい。なお、直接電流変調の実施の形態においては、任意の適当な高周波数パッケージング技術を使用して、マイクロウェーブ周波数の駆動電流を各レーザに結合するのを容易にしてよい。実施の形態において、各レーザはワイヤボンドによって駆動される。しかしながら、ワイヤボンドは、ボンディングワイヤの大きな長さが極めて高いデータ速度での性能を低下させるような寄生インダクタンスを有する。他の実施の形態において、アレイ2900上にマイクロウェーブ送信ラインが形成され、各レーザに対するマイクロウェーブ駆動電流の結合を容易にする。さらに他の実施の形態において、前記アレイ2900は、各レーザにマイクロウェーブ電流を供給するのに適したサブマウント上に取り付けられる。
【0130】
本発明のマルチ波長アレイ2800の1つの利点は、温度調整を使用して多数の波長を細かく調整できる、ということである。図30は、2つの異なる温度についてのゲインスペクトルと (光ネットワークグリッドが”杭柵”形状を有する) レーザアレイのBragg波長とを同じ図に示している。図30において、一実施の形態によると、第1の温度Tでの名目的なDFB波長は、ゲインスペクトルの上方波長範囲をカバーするよう選択される。アレイ2800の温度をより高い温度Tで調整することによって、ゲインスペクトルはBragg波長より幾分高いレートのゲインスペクトルを移行させる。ゲイン曲線の大きな初期幅および量子ドットレーザのゲイン応答の温度低下による移行のために、大きな波長範囲にわたるDFBレーザのモノリシックアレイは、広範囲にわたって同時に調整されることができる。
【0131】
前記アレイ280の他の利点は、前記低いしきい電流密度および温度によるゲイン応答のゆるやかなドリフトによって、前記レーザが前記レーザを加熱および温度クロストークの影響を受けにくくなる、ということである。これにより、例えば、個々のレーザは、従来の量子井戸レーザに比べて、より近接してパッケージされ得る(例えば、小さなレーザ間分離)。さらに、前記アレイ2800の温度特性は、アップ状態、すなわち、基板をヒートシンクに取り付けた状態でのアレイ接合を操作するのを容易にする。レーザ技術分野で周知のように、接合ダウン構成(エピタキシャル層がヒートシンクに取り付けられた構成)は、温度抵抗が小さいが、典型的には、パッケージンクの煩雑さおよびコストを増していた。前記アレイ2800のさらに他の利点は、WWDM等の用途に応じて、ヒートシンクを冷却する必要性がなくなる、ということである。
【0132】
以上、InGaAs量子井戸に埋設されたInAsからなる量子ドット層に関連して発明の実施の形態を説明してきたが、本発明は関連したIII−V族化合物半導体材料に実施されてもよい。例えば、前記InGaAs量子井戸はAlInGaAs井戸に代えてもよい。同様に、前記障壁層は、AlGaAsまたはAlGaInAsPのような各種III−V族材料からなっていてよい。例えば、前記障壁層は、量子ドット層間の障壁層が歪み補償層として機能するよう選択された格子定数を有する材料からなっていてもよい。
【0133】
また、本発明は、GaAs基板上に成長させられるレーザ構造に関連して説明された。該GaAs基板は、他のIII−V族基板に対して、比較的大きなウエーハサイズのような多くの利点を有する。しかし、本発明はGaAs基板上に形成される材料に関連して説明されたが、本発明の実施の形態は、InP基板のような他の種類の基板上に実施されてもよい。さらに、好ましい製作技術として分子線エピキタシを説明したが、本発明の実施の形態は、他のエピキタシ技術を使用して実施されてもよい。
【0134】
また、本発明の特定の実施の形態および用途を図示し説明したが、本発明は、ここに開示された構成および構成要素に限定されるものではなく、添付請求の範囲に定義された発明の精神および範囲から逸脱することなく、当業者に自明様々な一部変更、変更および変形をここに開示された本発明の方法および装置の構成、作用および詳細部分に施してよい。
【図面の簡単な説明】
【図1】図1A,図1B,図1Cおよび1Dは、バルク半導体、量子井戸、量子細線および量子ドットに関する状態密度関数を示す図。
【図2A】量子ドット光出力強度、対、様々な長さの量子ドットレーザの波長を示す従来技術説明図。
【図2B】図2Aのレーザについてのスレシュホルド電流、対、キャビティ長を示す従来技術説明図。
【図3】量子井戸に埋め込まれた量子ドットの理想的な量子ドット層を示す斜視図。
【図4A】量子ドット層を形成する成長層シーケンス形態の一部を示す図。
【図4B】量子ドット層を形成する成長層シーケンス形態の一部を示す図。
【図4C】量子ドット層を形成する成長層シーケンス形態の一部を示す図。
【図5】InAs量子ドットの原子間力顕微鏡画像。
【図6】核化層の2つの異なる組成についての量子ドット密度、対、成長温度を示す図。
【図7】いくつかの異なる被覆層成長温度についての、フォトルミネッセンス強度、対、量子ドットの波長を示す図。
【図8】いくつかの異なるアニール温度および時間についての、フォトルミネッセンス強度、対、量子ドットの波長を示す図。
【図9】InGaAs成長の異なる名目的な厚みを示す図。
【図10】最下位InGaAs井戸層をインジウムの浮動層によって予め飽和させる成長シーケンス示す図。
【図11A】量子ドットの厚みにおける変化によって、いくつかの量子ドットの一部が量子井戸から障壁層中に突入する状態を示す側面図。
【図11B】量子ドットを井戸に埋め込むのを容易にするめたの、井戸内にドットを非対称的に配置した層の第1の成長シーケンスを示す図。
【図11C】前記井戸層成長の後、前記量子ドットの厚みを減少させる層成長シーケンスを示す図。
【図12】複数の量子ドット層を有する活性領域の層成長シーケンスを示す図。
【図13】1つの層の臨界厚みを算出するための関係を示す図。
【図14A】量子ドットレーザついての成長シーケンスを示す図。
【図14B】図14Aのレーザ構造の伝導帯を示す図。
【図15】各層を成長させるための好ましい温度範囲を有する量子ドットレーザの成長シーケンスを示す図。
【図16】2つの異なる量子ドット密度を有する量子ドットレーザについての、測定されたモードゲイン、対、スレシュホルド電流密度を示す図。
【図17】前記InGaAs量子井戸の3つの異なる組成を持つ1つの量子ドット層を有する量子ドットレーザについての、基底状態モードゲイン、対、スレシュホルド電流密度を示す図。
【図18】1つの量子ドット層および3つの量子ドット層を有する量子ドットレーザについての、モードゲイン、対、スレシュホルド電流密度を示す図。
【図19】高い基底状態モードゲインを実現するよう選択された量子ドット層シーケンスを有する量子ドットレーザについての成長シーケンスを示す図。
【図20A】1つの理想的な量子ドットの遷移エネルギを示す図。
【図20B】ドット集団のドットサイズ不一致に対応した遷移エネルギの不均一な広がりを示す図。
【図21】拡大された波長範囲にわたる連続的な量子ドット光学ゲインスペクトルを形成する方法を示す図。
【図22】拡大された波長範囲にわたる連続的光学ゲインスペクトルを実現するよう選択された3つの異なる駆動電流による量子ドットレーザ構造のエレクトロルミネッサンス強度、対、波長とを示す図。
【図23】量子ドットおよび量子井戸レーザの波長調整範囲、対、電流とを示す図。
【図24】一般的な外部キャビティレーザ構造を示すブロック図。
【図25A】外部キャビティレーザ構造例を示すブロック図。
【図25B】別の外部キャビティレーザ構造例を示すブロック図。
【図26】波長調整可能レーザの斜視図。
【図27A】ブラッグ(Bragg)格子を有する単一波長レーザ構造を示す。
【図27B】ブラッグ格子の波長応答と比較した、従来の量子井戸活性領域および量子ドット活性領域についての波長応答、対、温度を示す比較図。
【図28】量子ドット活性領域を有するレーザのマルチ波長アレイを示す図。
【図29】図28のマルチ波長アレイが光学的マルチプレクサによって光ファイバに結合される実施の形態を示すブロック図。
【図30】対応するDFB波長を重ねた状態で、2つの異なる動作温度での波長アレイの光学ゲインスペクトルを示す図。
【図31】量子ドットレーザキャビティの側面図。[0001]
Description of Research and Development Sponsored by the US Federal Government
The U.S. Government has granted license number F49620-95-1-0530, awarded by the U.S. Air Force Science Research Authority, a license number DAAL01-96-02-0001, awarded by the U.S. Army Research Laboratory, granted by the U.S. Air Force Science Research Agency Certain rights in the present invention in accordance with research performed under license No. F4920-99-1-330 and license number MDA972-98-1-0002 granted by the U.S. Department of Defense Advanced Research Projects Agency. Can be provided.
[0002]
Related application
This application is filed on Oct. 6, 2000, entitled "Broadband Continuously Tunable-Wavelength Quantum Dot and Quantum Dash Semiconductor Lasers LasersLowerthlow. U.S. Application No. 60 / 238,030, filed on Nov. 21, 2000, entitled "Quantum Dot and Quantum Dash Semiconductor Semiconductor Lasers For Wavelength Division Division Multiplexing (WDM)". U.S. Patent Application No. 60 / 252,084, filed on Mar. 16, 2001, entitled "Semiconductor Quantum Dot Laser Active Regions Based On Quantum Dots in a Optimized Strained". 60 / 276,186, "Techniques for Using Quantum Dot Active Regions in Vertical Cavity Surface Emitting Lasers" filed on March 2, 2001, and filed on August 31, 2001, "Duty on August 31, 2001. "Active Region Devices" (at the time of this application, the application number has not been received from the United States Patent and Trademark Office). The entire contents of all the above applications are incorporated herein by reference.
[0003]
In addition, the present application is filed with the United States Patent and Trademark Office on September 20, 2001, and is incorporated by U.S. Attorney No. 22920-6391, "Quantum Dash Devices", the entire contents of which are incorporated herein by reference.
[0004]
Background of the Invention
1. Field of the invention
The present invention relates to a self-assembled semiconductor quantum dot laser. In particular, the present invention relates to quantum dot lasers having improved optical gain characteristics.
[0005]
2. Description of the background art
Quantum dot lasers are of interest in various applications. Each quantum of the quantum dot laser has a three-dimensional quantum confinement heterostructure that confines electrons and holes in a region along each dimension that is smaller than the Broe wavelength at room temperature (ie, less than 100 nanometers in many applications). It is. Quantum confinement creates a quantum confinement energy state for electrons and holes within each dot. There are also optical transition energies for electrons and holes that are associated with the ground state, first excited state transition energy, second excited state transition energy, and the like. Typically, quantum dot lasers include a significant number of quantum dots in the gain generation region.
[0006]
According to theoretical studies, quantum dot lasers have many potential performance advantages over conventional quantum well lasers. First, quantum dot lasers have a lower fill factor and an improved density of states function than conventional quantum well lasers. In FIG. 1, the theoretical density of states function becomes sharper as the carrier size decreases. FIG. 1A shows the theoretical density of state function of a bulk material, having a square root dependent on the density of state function energy. FIG. 1B shows the theoretical density of states function of a quantum well (one-dimensional quantum confinement) that increases stepwise at each quantum well energy level. FIG. 1C shows a theoretical density of states function of a quantum wire (two-dimensional quantum confinement). FIG. 1D shows the theoretical density of states function of a quantum wire (three-dimensional quantum confinement). 4 shows a theoretical state density function of a quantum dot having a delta-like density function (for example, a finite number of states that can be obtained only with the quantum dot). Theoretical calculations indicate that the threshold current of a semiconductor laser can be improved by using an active region of quantum dots due to a smaller volume of material and a smaller number of states.
[0007]
One technique for fabricating quantum dot lasers exploits the tendency of islands to form when the strain in a semiconductor comprising a strained layer exceeds a certain threshold strain. In particular, InAs tends to form islands when a sufficiently thick InAs is grown on a pseudomorphically distorted layer on a GaAs substrate due to the strain corresponding to the difference in the relaxed lattice constant of the two materials. There is. The InAs islands can be embedded in other layers, such as GaAs quantum wells, to form quantum dots.
[0008]
Self-assembled quantum dot lasers with low threshold current have been described by Lester et al. In IEEE Photonics Technology Letters, Vol. 11, No. 8 in the article entitled “Optical Characteristics of 1.24-μ InAs Quantum Dot Laser Diodes”. The quantum dot laser structure disclosed in this reference includes a single layer of InAs quantum dots grown on a GaAs substrate by a self-assembled growth process. FIG. 2A shows the measured laser spectrum for different cavity lengths for the Lester et al. Quantum dot laser, and FIG. 2B was measured for a conventional Fabry-Perot laser with uncoated facets. Shows current density vs. cavity length.
[0009]
In FIG. 2B, low threshold current density operation was performed for a cavity length of approximately 3.94 millimeters, and an emission wavelength of 1.24 microns was achieved. The emission wavelength of 1.24 microns is due to the ground state transition energy. As the length of the cavity is reduced to less than about 1 millimeter, the laser emission wavelength blue shifts to 1.15 microns (blue transition) due to the cessation of the first excited state. As the length of the cavity is further reduced to about 500 microns, the emission wavelength is further blue shifted to about 1.05 microns.
[0010]
One disadvantage of the Lester et al. Quantum dot laser is that the maximum wavelength is shorter than desired, especially for cavity lengths less than 1 millimeter. For various commercial applications, a wavelength of 1.260 nanometers (1.260 microns) is desirable. This is because lasers having wavelengths of at least 1260 nanometers are suitable for OC-48 and OC-192 standards used in short and medium wavelength optical network links. The OC-48 and OC-192 standards are optical carrier (OC) standards for fiber optic networks that meet the SONET standard. OC-48 has a data rate of 2.4888 Gbps, and OC-192 has a data rate of 9.952 Gbps.
[0011]
Another disadvantage of the Lester et al. Quantum dot laser is that the ground-state mode gain is lower than desired, making it impractical to design short cavities that emit laser beams from ground-state transition energy levels. It is. The desired laser length depends on the application. First, many commercially available packages are designed for cavity lengths of no more than 500 microns. Second, in order for conventional facet-coated, directly modulated lasers to have a photon lifetime short enough to allow fast direct current modulation, typically less than 500 microns, preferably less than 500 microns. It must have a cavity length of less than 300 microns. Threshold gain g of Fabry-Perot laserthIs gth= Αi-(1 / Lcav) In [R]. Here, LcavDenotes the length of the cavity, R denotes the facet reflectivity of both facets, αiIs the internal optical loss. This is at least 25 cm for a typical 500 micron long cavity with uncoated facets-140 cm for a typical 300 micron long cavity with preferably uncoated facets, corresponding to a minimum mode gain of-1This corresponds to a larger minimum mode gain. Unfortunately, the ground state saturation gain reported by Lester et al.-1Is less than. In FIG. 2A, the quantum dot laser structure disclosed by Lester et al., For a cavity length of less than 500 microns, corresponds to about 1.05 microns for a cavity length of less than 500 microns, corresponding to a jump to laser light emission at higher excitation energy states. It can be seen that laser light of a wavelength is emitted.
[0012]
A common problem with the process of forming self-assembled quantum dots is that the growth process has not been sufficiently understood to adjust the quantum dot parameters that determine the optical gain characteristics. . As a result, the optical gain spectrum of the self-assembled quantum dot is less than the sufficiently saturated mode gain at the desired wavelength, and the separation between the ground state transition energy and the excited state transition energy is larger than desired.
Alternatively, the uneven spread may be too small or too large.
[0013]
What is needed is a technique for forming self-assembled quantum dots with desired optical gain characteristics.
[0014]
Summary of the Invention
Techniques for fabricating an optical device having a quantum dot layer having desired optical gain characteristics are disclosed. In one embodiment, the quantum dots are self-assembled InAs quantum dots formed in InGaAs quantum wells grown on a GaAs substrate by molecular beam epitaxy. A first AlGaAs or GaAs barrier layer is grown. A first InGaAs well layer is grown on the first barrier layer. Self-assembled islands are formed by growing a sufficient monolayer equivalent thickness of InAs on the InGaAs. A second InGaAs well layer is grown on the InAs island to embed the quantum dots. Then, a second AlGaAs or GaAs barrier layer is grown to complete the quantum well. The optical gain characteristic of the quantum well layer is such that the composition of the surrounding layers is non-uniform, the dot size distribution, the dot density, and the number of dot layers that can be arranged in the active region without exceeding the critical thickness for forming a transition. Affected by
[0015]
In one embodiment, the dot density is adjusted by selecting the composition of the well material below which the dots nucleate, and by choosing the growth temperature of the dots. Also, the growth temperature, in one embodiment, affects the dot size distribution such that an InAs equivalent monolayer region for the temperature and dot is selected to achieve a desired dot size distribution. In one embodiment, the well material comprises about In.0.15Ga0.85As ~ In0.20Ga0.8It has an indium alloy composition within the range of As. In one embodiment, the growth temperature of the dots is selected to be in the range of about 450C to 540C.
[0016]
In one embodiment, the compositional uniformity of the lower InGaAs is improved by depositing a floating layer of InAs and pre-saturating the InGaAs so that a very thin bottom layer is formed prior to dot formation. Can be grown. The underlying lowermost InGaAs well layer in which the dots nucleate may have a thickness of about 2 nanometers or less, and in one embodiment, may have a thickness of about 1 nanometer.
[0017]
In one embodiment, the spatial uniformity of the dots is improved by performing a process to remove excess InAs from the top InGaAs well layer grown on the dots. The removal process may be performed at a temperature between 560C and 650C. In one embodiment, the removal process is continued for a length of time sufficient to planarize a portion of the InAs protruding above the top InGaAs well layer, thereby improving the uniformity of the InAs dots. it can.
[0018]
The growth temperature of the layer grown after the quantum dot may be selected to prevent the emission wavelength of the dot from blue-shifting to a shorter wavelength. In one embodiment, the growth temperature of the cladding layer grown after the quantum dots is selected to be less than 610 ° C.
[0019]
In one embodiment, a quantum dot laser having one or more quantum dot layers is formed. In one embodiment, the growth temperature is selected to provide a size distribution that results in a substantially non-uniform spread of the optical gain spectrum, which is tunable having a wide range of operating wavelengths. Advantageous for lasers and laser arrays. In another embodiment, the layer structure and growth conditions are about 25 cm.-1Is selected to achieve a saturated ground state mode gain in excess of
[0020]
[0021]
[0022]
[0023]
[0024]
[0025]
[0026]
[0027]
[0028]
[0029]
[0030]
[0031]
[0032]
[0033]
[0034]
[0035]
[0036]
[0037]
[0038]
[0039]
[0040]
[0041]
[0042]
[0043]
[0044]
[0045]
[0046]
[0047]
[0048]
[0049]
[0050]
[0051]
[0052]
[0053]
[0054]
[0055]
[0056]
DETAILED DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS
[0057]
The present invention provides a quantum dot that determines optical gain characteristics such as density, size distribution, uniformity of the quantum dot, the position of the dot within the well, and the strain-thickness product that limits the spacing between adjacent quantum dot layers. Techniques for fabricating self-assembled (or self-assembled) quantum dot layers for optical devices, including improved control techniques for controlling properties. Further, a laser structure having improved optical gain characteristics is also disclosed.
[0058]
FIG. 3 is a perspective view showing an ideal quantum dot layer 330 including a number of individual quantum dots 320 embedded in a quantum well layer 310 sandwiched between barrier layers 305. FIG. The individual quantum dots 320 are made of a semiconductor material having a low band gap width, the quantum well layers 310 are made of a semiconductor having an intermediate band gap energy, and the barrier layers 305 are made of a semiconductor material having a high band gap width. Become. Preferably, the semiconductor material comprises a III-V compound semiconductor.
[0059]
The quantum dot layer may be included in an active region of a pin laser diode structure having an optical waveguide structure for optically confining light generated in the active region. For example, the laser structure includes a lowermost optical cladding layer having a first doping polarity, a first undoped waveguide core layer, a quantum dot active region, a second undoped waveguide core layer, a second undoped waveguide core layer, and a second undoped waveguide core layer. It may comprise a top optical cladding layer with doping polarity.
[0060]
The macroscopic optical gain provided by multiple quantum dots 320 depends on the optical gain of the population of quantum dots. The mode gain of the active region including a single quantum dot layer 330 or a single (sequence) quantum dot layer is the cumulative gain of the population of quantum dots in the active region, and (shown in FIG. (Not often) is the result of optical coupling to the quantum dots 320 by other waveguide layers (often known as "optical confinement" of the lateral optical waveguide mode). Mode gain as a function of wavelength is often described as an optical gain spectrum.
[0061]
Each quantum dot 320 has an optical gain corresponding to the injected current that is associated with the optical transition in the quantum confined state. One ideal quantum dot will have a sharp atom-like density of states and will have an emission spectrum with a sharp peak at the transition energy determined by the size of the dot. A uniform spread occurs due to the influence of the injected current, and a spread of the emission energy exceeding 20 meV from each dot occurs.
[0062]
The uniform spread of the transition energies of the population of quantum dots is due to the effect of dot size. Quantum dots can be designed as quantum boxes with height, width and length. The height corresponds to a thickness of the dot in a grown state. Further, the width and the length correspond to in-plane dimensions of the quantum well. As is well known, according to the first order approximation, the first confined quantum state along each dimension of an ideal quantum box changes in inverse proportion to the square of the length. That is, the energy level E of an ideal quantum box having an infinite barrier having a length Lx, a width Ly, and a height Lz.n1, n2, n3Is En1, n2, n3= ΔE0(N1 2/ Lx2+ N2 2/ Ly2+ N3 2/ Lz2). Where n1, N2And n3Is an integer of 1 or more, and ΔE0Is a material constant. In the case of a quantum box with a finite barrier, the energy separation between the quantum states changes more slowly due to the penetration of the quantum mechanical wave function into the barrier layer. In the case of a group of dots, the size of each dot changes around the average value, expanding the quantum confinement energy of electrons and holes in each dot.
[0063]
Embodiments of the present invention include growth techniques that allow for improved control over the properties of individual dots, individual quantum dot layers, and columns of quantum dot layers. As will be described in greater detail below, these techniques facilitate the formation of laser structures having desirable optical gain characteristics for various device applications.
[0064]
4A-4C are diagrams of a growth layer sequence illustrating some of the steps used to form a self-assembled quantum dot layer. However, it will be appreciated that additional layers (eg, waveguide layers) are required to form a complete laser or optical amplification structure. A preferred growth technique is molecular beam epitaxy, where the quantum dot layer is grown at a temperature between 450C and 540C. A conventional optical pyrometer may be used to measure the temperature. Preferably, an arsenic flux is chosen to achieve a stable surface of arsenic. As shown in FIG. 4A, a lowermost barrier layer 402 is formed on a substrate 401. In one embodiment, the substrate is a GaAs substrate, and the lowermost barrier layer 402 is a GaAs layer or an AlGaAs layer.
[0065]
The bottom well layer 404, preferably made of InGaAs, is deposited to a thickness Tw1. In one embodiment, the thickness of the bottom well layer 404 is between about 0.5 and 5 nanometers. In one embodiment, the surface of the lowermost barrier layer 402 is pre-saturated with about 0.5 to 1.6 monolayers of the indium floating layer prior to growth of the InGaAs well layer.
[0066]
As shown in FIG. 4B, a dot layer, preferably made of InAs, is deposited on the bottom well layer 404 to form InAs islands 406. The InAs has a relaxed lattice constant that is about 2% or more greater than the underlying semiconductor layer, so that when a sufficient number of InAs equivalent monolayers are deposited, the Transki-Krastanow (S-K) growth mode is achieved. appear. (As described in greater detail below, in one embodiment, the deposited monolayer of InAs is equivalent to the InAs deposited on the lowermost barrier layer 402 and the lower well layer 404 prior to growth. The thickness of the InAs monolayer by depositing a layer pre-saturated in InAs on the bottom barrier layer 402). In the SK growth mode, the driving force for the island formation is a reduction in strain energy given by elastic deformation. In other words, for SK growth, it is more energetically more favorable to increase the surface energy by forming islands than to relax the strain due to dislocation generation. In the SK growth mode, after a large lattice constant material is grown to a critical thickness in the initial wet layer, the growth becomes three-dimensional. As a result, an InAs island 406 grows on the lowermost InGaAs layer 404. A typical range for an equivalent InAs monolayer to form island 404 is about 1.8-4.0 monolayer, depending on other growth parameters and desired dot size and density. Large equivalent InAs monolayers are used for denser and / or larger quantum dots. For certain growth conditions, a thin wet layer 405 of InAs may remain on the bottom InGaAs layer 404.
[0067]
Thereafter, a top well layer 408, preferably made of InGaAs, is grown to cover (embed) the InAs island 404. In one embodiment, the top InGaAs layer 408 may have a thickness in a range from 4 to 12 nanometers. If desired, a growth interruption may be performed after the dot layer growth to adjust the growth temperature of the top well layer and / or to take into account the Oswald ripening of the quantum.
[0068]
Thereafter, a top barrier layer 410 made of GaAs or AlGaAs is grown to complete the quantum well. In one embodiment, after a number of GaAs monolayers have been grown on top barrier layer 410, a growth interruption is performed during which the temperature rises to a temperature in the range of 580-650 ° C. The excess indium floating on the growth surface is removed. Subsequent layer growth temperatures may be selected to preserve the optical quality of the quantum dots.
[0069]
The band gap of the InGaAs well is intermediate between the band gap of the InAs island and the band gap of the GaAs or AlGaAs barrier layer surrounding the InAs island. In one embodiment, InxGa1-xAs has an alloy fraction in the range of about 0.1-0.3. A high indium alloy fraction has the advantage of improving carrier confinement in the quantum dots, but also increases layer strain. Each quantum dot consists of an island of low bandgap material surrounded on all sides by a higher bandgap material. It is necessary to consider mutual diffusion, phase separation and spinodal decomposition in the embedding process. This is because they can affect the shape and composition of the quantum dots.
[0070]
The InAs islands forming the core of the quantum dots in the grown structure have statistical properties depending on the growth conditions. FIG. 5 is an image by an atomic force microscope showing a perspective view of the InAs island 505 deposited on the InGaAs layer. The islands have been grown by molecular beam epitaxy. The dots have an average diameter in the plane of the InGaAs layer of about 20 to 30 nanometers and a height of about 7 nanometers (height perpendicular to the plane of the InGaAs layer). The dots typically have a width to length ratio of less than 2: 1. However, the dots have a size distribution such that they can be characterized by an average size and a corresponding diversity. Over a sufficiently large area, the dots in the dot layer can also be characterized by dot density (eg, number of dots per unit area).
[0071]
FIG. 6 is a diagram illustrating quantum dot density versus growth temperature for quantum dots grown with two different InGaAs well layer compositions. It can be seen that the quantum dot density is strongly dependent on the temperature and the composition of the bottom well layer. At a growth temperature of about 470 ° C., 1 × 1011cm-2Dot density is feasible. By selecting a growth temperature in the range of 470 ° C. to 540 ° C., the dot density can be adjusted by a factor of 5 or more. Experiments have shown that the quantum density when quantum dots are grown on InGaAs layers is at least twice as high as when grown on GaAs layers at the same temperature. Further, the composition of the InGaAs alloy is In0.1Ga0.9As to In0.2Ga0.8As it is increased to As, the quantum density also increases. Although the thickness of the lowermost InGaAs well layer is extremely small, it has been shown by experiments by the present inventors that the same effect as that of a thicker well layer can be obtained with respect to nucleation of quantum dots in the lowermost InGaAs well layer. Was. Therefore, in order to achieve a reproducible dot density, the lowermost well layer only needs to have a consistent reproducible thickness and alloy composition. The bottom well layer can have a thickness of only 0.5 nm, although a thickness of about 1 nanometer is easier for reproducible growth.
[0072]
As can be seen from FIG. 6, the growth temperature has a large effect on the dot density. Thus, by choosing the composition and growth temperature of the bottom InGaAs layer, the quantum dot density can be selected over a considerable range. Further, as the growth temperature increases, the dot size increases and the dot density decreases. Further, the size of the dots tends to be more uniform as the growth temperature increases. The change in dot size due to growth conditions can be confirmed by an atomic force microscope. However, for structures having dots buried in a high bandgap material, changes in dot size can be inferred from FWHM photoluminescence measurements for a number of different growth conditions. In general, the larger the quantum dot size, the larger the photoluminescence FWHM measurement. Thus, in certain applications, a series of multiple quantum dots may be grown at different temperatures, and the photoluminescence FWHM measurements may be used as an indication of size non-uniformity.
[0073]
The growth conditions of the layers grown after the quantum dots affect the optical quality of the quantum dots. In particular, the growth temperature of the top quantum well layer affects the photoluminescence quality of the quantum dots. FIG. 7 shows photoluminescence measurements for an InAs quantum dot structure with an upper InGaAs well layer grown at different temperatures. The change in photoluminescence is due to the decomposition of the upper (covering) well layer at high temperatures. Thus, in one embodiment, the growth temperature of the upper well layer is selected to improve the optical quality of the quantum dot layer. In one embodiment of the laser, the growth temperature of the upper well layer is selected to be in the range of 460C to 490C. This is because this temperature range facilitates achieving a combination of good material quality and a ground state transition energy corresponding to a relatively long emission wavelength.
[0074]
The growth of a thick layer after the quantum dot layer also affects the optical properties of the quantum dots. FIG. 8 shows photoluminescence spectra for a quantum dot test structure annealed at a plurality of different temperatures to simulate the growth of a waveguide cladding layer in a laser structure. At high annealing temperatures, a significant blue shift (shift to shorter wavelengths) occurs. This is due to the relatively low growth temperature (eg, AlGaAs below about 610 ° C.) for long wavelength lasers (eg, lasers with wavelengths greater than 1.24 microns) for cladding layers grown after the quantum dot layer. This indicates that it is desirable to select a cladding layer growth temperature.
[0075]
Desirably, the surface of the InGaAs semiconductor including the lowermost layer 404 has a reproducible InGaAs alloy composition. This is because, as shown in FIG. 6, in part, the lowermost layer 404 strongly depends on the dot density of the InGaAs alloy composition. However, in the field of field effect silane transistors, when InGaAs is grown on top of a layer such as GaAs or AlGaAs that does not contain indium, the InGaAs may have a selected alloy composition for a finite thickness. It is known that it is possible. This is because indium tends to separate at the surface of InGaAs during molecular beam epitaxy growth. This separated indium is also known as the "floating layer" of indium. The amount of indium in the floating layer eventually increases to a steady state value for a particular growth temperature and a nominal (thick film) InGaAs growth temperature. In grown at about 500 ° C.0.2Ga0.8In As, the floating layer of indium corresponds to approximately one monolayer of InAs. FIG. 9 is a diagram illustrating the thickness of isolated indium (equivalent monolayer region) versus nominal InGaAs according to the prior art. The initial concentration of indium on the surface is (where the monolayer (MLs) X0), It can be seen that 3-4 nanometers of InGaAs must be grown to a steady state.
[0076]
FIG. 10 shows that the growth is interrupted after the bottom barrier layer 402 and the thickness of the indium layer is close to the equilibrium monolayer region (e.g., an equivalent monolayer region in the range of 0.5 to 1.5 is advantageous, A floating layer 1010 of InAs with one equivalent monolayer of InAs) is deposited. Thereafter, the bottom well layer 404 is grown. As shown in FIG. 9, when the InGaAs layer starts in a monolayer region near its equilibrium value, a relatively thin InGaAs layer may be grown to achieve a reproducible alloy composition. As a result, the inventor has realized that it is possible to grow a bottom well layer 404 having a thickness of less than 2 nanometers while achieving a reproducible alloy composition of the surface of the bottom well layer 404. Recognized. In one embodiment, bottom well layer 404 has a thickness of 1 nanometer or less. Note that the floating layer of InAs 1010 contributes to the overall InAs monolayer area on the surface leading to the formation of the dots when the InAs for forming the dots 406 is deposited. Thus, in one embodiment, the equivalent monolayer region for forming InAs dots 406 includes an InAs monolayer deposited after growth of bottom well layer 404 combined with the InAs monolayer region of pre-saturated floating layer 1010. It will be understood. As an example, if the desired equivalent InAs monolayer region for forming a quantum dot is a 2.4 monolayer and one monolayer of InAs is deposited as a floating layer 1010 of InAs, the desired equivalent of a 2.4 equivalent monolayer. To achieve an equivalent InAs monolayer region, approximately 1.4 monolayers of InAs may be deposited after growth of the bottom well layer 404.
[0077]
The inventors' photoluminescence studies have shown that it is desirable that not all of the quantum dots penetrate the upper barrier layer. FIG. 11A illustrates a portion of the growth process after the top InGaAs well layer 408 has been grown on the InAs island 406. As described above, the size of the InAs islands 406 is randomly distributed due to the statistical properties of the growth process. Therefore, some of the islands 406 will have protrusions 1105 that are not embedded in the well layer 408 unless the top well layer 408 is made thicker than the maximum thickness change of the island 606. Research by the inventor of the present patent application has shown that the protrusions 1105 can degrade the optical quality of the structure, especially immediately after annealing, and may have other adverse effects. Since the protrusions 1105 may cause a substantial change in the optical characteristics of the corresponding quantum dots 406, it is desirable to reduce the percentage of dots having the protrusions 1105.
[0078]
FIG. 11B is a side view showing a layer sequence to ensure that the quantum dots are completely embedded in the quantum well. In the embodiment shown in FIG. 11B, the thickness d of the top well layer 408 is2Is selected to be larger than the average dot thickness td. Note that the quantum need not be symmetrically located at the center of the well layer. For example, in one embodiment, the thickness d2Is the thickness d of the lower well layer 4041Much thicker. In one embodiment, the thickness of the bottom well layer 404 is selected to be as thin as possible while still achieving a reproducible composition (eg, a thickness of 1-2 nanometers). As an example, the lower well layer 404 can have a nominal thickness of 2 nanometers and the upper well layer 408 can have a nominal thickness of 8 nanometers. Constant total well layer thickness twWith such a configuration, the dot heights can be varied as widely as possible with all the dots embedded in the wells.
[0079]
FIG. 11C illustrates a growth sequence in an embodiment where the protrusions 1105 of the dots 406 are removed using a removal step. In this embodiment, after the upper well layer 408 is grown, the growth is interrupted at a sufficiently high temperature and for a sufficiently long time, thereby releasing InAs from the protrusion 1105 (see FIG. 1). The protrusion 1105 is removed to a substantially flat surface during the removal step, so the protrusion 1105 is shown in phantom in FIG. 11C). In one embodiment, a small number of GaAs monolayers may be grown prior to the removing step. After the removing step, the growth is resumed, and the barrier layer 410 is grown.
[0080]
Photoluminescence and other characterization techniques may be used to select the removal time and temperature for removing the protrusion 1105. A typical time and temperature is a removal temperature of 590 ° C. for 1 minute at an arsenic flow rate sufficient to maintain an arsenic-stable GaAs surface. In one embodiment, the temperature is selected so that the GaAs surface is stable but InAs disappears. As described above, in one embodiment, a small number of GaAs monolayers may be deposited prior to the removal process to facilitate maintaining the quality of the flat portion of the upper InGaAs well layer during the removal process. Good. As indicated by the shaded areas, the removal step ensures that the resulting quantum dots 406 do not penetrate into the upper barrier layer 410 in the final structure. Photoluminescence experiments have shown that the process shown in FIG. 11C is about 25-35 meV for quantum dots, and that the photoluminescence FWHM measurement is about twice lower than the photoluminescence FWHM measurement for quantum dots formed using the process shown in FIG. 11B. It has a luminescence FWHM measurement, which was shown to be due to improved equalization in quantum dot thickness. Therefore, the embodiment shown in FIG. 11B provides two advantageous effects that the protruding portion can be removed and the thickness uniformity of the quantum dots can be improved. In one embodiment, the average thickness of the grown island is selected to be larger than the thickness of the upper InGaAs well layer. Therefore, in this embodiment, the height of all the quantum dots is made uniform by the removing step, and the quantum dots have substantially the same thickness as the upper InGaAs well layer.
[0081]
One advantageous effect of the growth technique of the present invention allows for high density of quantum dots grown in relatively thin quantum wells, which can achieve a specific dot density and a corresponding peak optical gain of the quantum dots. This means that the strain-thickness product is reduced. Furthermore, this can be achieved simultaneously with a relatively long ground state emission wavelength suitable for commercial use, such as an emission wavelength of at least 1260 nanometers. For example, a well thickness of 9 nanometers, an indium alloy fraction of 0.15, 1x10 per square centimeter11For a 2.1 monolayer InAs monolayer region grown at a temperature corresponding to the dot density of, the corresponding strain-thickness product (by a weighted average of the equivalent InAs thickness for the InAs dots and the InGaAs well layer, 20 % Of the well is calculated as the strain corresponding to the average composition (1.45%) multiplied by the thickness of the well (90 Å), ie, 130.5%-%. It is.
[0082]
FIG. 12 shows the growth layer sequence and the layer thickness of the active region 1200 of the optical device. The active region 1200 may be composed of a part or all of the waveguide core in another optical waveguide cladding layer. The ability to form individual quantum dots with low strain-thickness products is due to the core waveguide thickness T in the range of about 200-300 nanometers.activeFacilitates stacking four or more quantum dot layers in the active region of a suitable laser waveguide having
[0083]
An important constraint in designing individual quantum dot layers or sequences of quantum dot layers is the strain-thickness product of the active region. An InGaAs layer grown on a GaAs substrate is a strained layer. If the strain-thickness product of the strained layer is sufficiently low, a high quality, strained layer can be achieved. However, if the strain-thickness product is too high, beyond the critical thickness, dislocations that do not fit will tend to occur. Conventionally, various techniques have been used to calculate the critical thickness of a strained layer.
[0084]
FIG. 13 shows Matthews commonly used to calculate the critical thickness of a strained layer having a uniform alloy composition (which may be used to calculate the lower limit of the embedded quantum dot layer). Indicates a Blakeslee relationship. A curve 1305 is a curve indicating a critical thickness. The area above the curve 1305 is prone to dislocations. The Matthews-Blakeslee curve 1305 shows the average well layer composition and In0.2Ga0.8It shows that one quantum dot layer with As dots has a critical thickness of at most 12 nanometers. However, if the quantum dots themselves are not dislocated, the Matthews-Blakeslee critical thickness is a traditional estimate for non-equilibrium crystal growth.
[0085]
Further, in the quantum dot layer sequence of the active region 1200, the average strain-thickness product must be less than the threshold average strain (eg, 0.5%). EwIs the strain of the well layer, TwIs the well thickness, the strain-thickness product of each quantum dot layer is EwTwIt is. Also, EbIs the strain of the barrier layer, TbIs the thickness of the barrier layer, the strain-thickness product of each barrier layer is EbTbIt is. For a sequence of n-dot layers, the average distortion EavIs
[0086]
(Equation 1)
Figure 2004528705
Formula 1
[0087]
For a GaAs barrier (without distortion), this is simplified as follows.
[0088]
(Equation 2)
Figure 2004528705
Formula 2
[0089]
Equation 1 above can be re-expressed as a relationship between barrier thickness, well thickness, modified average strain, barrier strain, and well strain.
[0090]
(Equation 3)
Figure 2004528705
Equation 3
[0091]
For GaAs or AlGaAs grown on a GaAs substrate,
(Equation 6)
Figure 2004528705
Therefore, the thickness of the barrier is
[0092]
(Equation 4)
Figure 2004528705
Formula 4
[0093]
The above equation can be used to determine the relationship for the minimum barrier layer thickness. The average distortion is the maximum average distortion (eg, an average distortion of less than about 0.51%) EavmaxIf less than, the following relationship holds:
[0094]
(Equation 5)
Figure 2004528705
Equation 5
[0095]
As an example, about In0.2Ga0.8As for the average In alloy composition of As,avmaxIs 0.4 and EWIs 1.45, Tb> 2.625Tw (n / (n + 1)). If Tw for a structure is 9 nm, the minimum barrier thickness for a structure requiring 6 quantum dot layers is about 20 nanometers.
[0096]
The quantum dots can be used for various laser structures. For example, in FIG. 31, AlGaAs cladding layers 1320 and 3125 may be used to achieve longitudinal optical confinement to quantum dot active layer 3105 of an optical cavity having a length L. Optical feedback for the optical cavity may be provided using any suitable means, such as a reflective facet or Bragg grating. Any suitable process may be used to achieve lateral light confinement. For example, a ridge waveguide may be used to achieve lateral light confinement. The individual lasers may be fabricated as Fabry-Perot lasers, distributed Bragg reflector lasers, distributed feedback lasers or external cavity lasers. By choosing growth conditions to avoid disadvantageous blue shifts, the size (height, width and length) of the quantum dots can be gained at various wavelengths, such as the commercially important 1.3 wavelength range. May be selected to achieve
[0097]
FIG. 14A shows the growth sequence of a laser with a single quantum dot layer, and FIG. 14B shows the corresponding conduction band energies. As can be understood from the conduction band energy diagram, the quantum well captures carriers injected with quantum dots due to the lower bandgap energy of the central quantum well layer compared to the surrounding quantum well barrier layer. Assist in holding. In FIG. 14A, an n-type GaAs buffer layer is grown on a GaAs substrate. Thereafter, a first AlGaAs cladding layer having a thickness of about 2 microns is grown. Thereafter, an (undoped) undoped GaAs waveguide layer having a thickness of about 0.11 microns is grown. A pre-saturated layer 1415 consisting of about one monolayer of InAs is deposited during the growth interruption step. During the interruption of the growth, the growth temperature is adjusted to about 490 ° C. Thereafter, an InGaAs bottom well layer 1420 of about 2 nanometers is grown. To form the InAs islands, an InAs layer corresponding to a monolayer coverage of about 1.4 monolayers is deposited. Since the monosaturated pre-saturation layer 1415 of InAs is deposited prior to the lowermost well layer 1420, the total coverage of InAs on the surface of the lowermost well of InGaAs forming the InAs island is about 2.4. It becomes an equivalent monolayer. Thereafter, an InGaAs top well layer 1440 having a thickness of about 7.6 nanometers is grown. In one embodiment, several monolayers of GaAs are then grown, followed by a growth interruption step in which the substrate temperature is raised to about 610 ° C. Preferably, the growth interrupting step is for removing excess isolated indium from the surface before starting growth of a second GaAs waveguide layer 1445 having substantially the same thickness as the first waveguide layer. For a sufficiently long period. Thereafter, an upper AlGaAs cladding layer 1450 is grown, followed by a GaAs cladding layer 1455.
[0098]
Layers 1410, 1420, 1430, 1440 and 1445 constitute a waveguide core region having a higher refractive index than the surrounding AlGaAs cladding layers 1405 and 1450. As a result, the transverse optical mode is confined by the laser structure. A portion of the transverse optical mode will be confined to the portion occupied by quantum dots in the laser structure.
[0099]
The p-type layer, the undoped layer, and the n-type layer constitute a pin laser structure. Although only one substrate polarity is shown, the doping polarity of the layer may be reversed from that shown. The quantum well layers 1420 and 1440 have the additional effect of improving carrier capture for the quantum dots and also have the effect of reducing the thermal emission of carriers from the dots. This offers important advantages for quantum dot lasers. In quantum dot lasers, the fill factor of the quantum dots in the individual quantum dot layers is low, typically less than 10% depending on dot density and average dot size. In some cases, the filling factor may be less than 5%. Since the quantum dots are arranged in the quantum wells, carriers trapped by the well layers of the quantum wells naturally enter the quantum dots. Further, the barrier layer of the quantum well also has a function of reducing thermal radiation of carriers from the dots.
[0100]
FIG. 15 shows the same layer sequence as FIG. However, as shown in FIG. 15, the growth temperature of the active layer may be changed to control the density of the quantum dots.
[0101]
FIG. 16 shows the relationship between the measured mode gain and the laser structure grown at the growth temperature that achieves two different dot densities. In FIG. 16, the experimental data indicates that the saturated ground state mode gain increases substantially linearly with the dot density.
[0102]
FIG. 17 shows the ground state mode gain of a laser structure similar to that of FIG. 14, but the alloy composition of the InGaAs well layer is changed. It can be seen that the saturated (maximum) ground state mode gain increases as the In alloy component increases.
[0103]
As described above, to the extent that the strain in the quantum well remains below the critical thickness for dislocations and that the average strain due to the waveguide core remains below the average strain threshold value, Many quantum dot layers can be used for the active region, as long as the separation between the quantum dot layers is large. FIG. 18 shows a curve 1805 showing the relationship between mode, pair, and current density for a laser structure with one quantum dot layer, and a similar curve 1820 for a laser structure with three quantum dot layers. The quantum well of each quantum dot layer is separated from the adjacent quantum dot layer via a 10 nanometer thick barrier layer. In this example, the individual quantum dot layers are spaced close enough that the optical confinement of each quantum dot layer is approximately the same as that of a single quantum dot layer, resulting in an overall mode The gain is cumulatively increased three times.
[0104]
The growth conditions and layer sequence of the quantum dot laser may be tailored to a particular application. In some applications, a relatively high ground state saturation mode gain is desirable. For example, in commercial laser applications, such as lasers for OC-48 and OC-192, an emission wavelength of at least 1260 nanometers and a cavity length of less than 500 microns are needed, and 300 to reduce photon lifetime. A micron cavity length is desirable. This wavelength is designed to operate the laser in the ground state (longest wavelength emission) and select growth conditions that minimize the blue shift of the quantum dots during growth (ie, minimize the blue shift as described above). (By appropriate selection of the growth conditions of the overlayer and the thick cladding layer). In addition, the dot height, dot diameter, dot composition, and InGaAs well width and composition are selected to affect the ground state transition energy and achieve ground state light transitions with emission wavelengths greater than 1260 nanometers. May be.
[0105]
An advantage of the quantum dots of the present invention is that they have a very low linewidth enhancement factor. When the laser is directly modulated by changing its drive current (the current injected into the pin laser diode to change its light output), a low linewidth enhancement factor reduces unwanted wavelength variations. Let it. The line width increase coefficient α indicates the degree to which a change in the carrier density N changes the refractive index n of the active layer for a specific gain at the laser emission wavelength λ. The line width increase coefficient is
[0106]
(Equation 7)
Figure 2004528705
Can be expressed mathematically as
[0107]
Our experiments have shown that the quantum dot laser has a linewidth enhancement factor of only 0.1, which is about 20 times lower than an equivalent quantum well laser of approximately the same wavelength. This low linewidth enhancement factor reduces the wavelength chirp of the high frequency direct modulation of the laser. Chirp becomes an increasingly serious problem in conventional lasers used in fiber optics as modulation data rates increase. Thus, in some conventional fiber optics, an external modulator (a modulator separate from the laser) is used to modulate the constant power output of the laser. By comparison, the low linewidth increase factor of less than 0.2 of the quantum dot laser of the present invention allows direct high speed modulation of the laser with very little chirp. Thus, the quantum dot laser of the present invention is attractive for applications where the laser has a wavelength of at least 1260 nanometers and is directly modulated at data rates higher than 1 Gbps, thereby eliminating the need for an external modulator. .
[0108]
Various commercial lasers, such as those compatible with OC-48 and OC-192, require modulation rates in excess of 1 Gbps. In a direct modulation laser, the relaxation oscillation frequency fr is
[0109]
(Equation 8)
Figure 2004528705
Where P is the photon density, η is the effective refractive index of the waveguide, c is the speed of light in a vacuum, τ is the photon lifetime, and dg / dN is the differential gain.
[0110]
With respect to direct modulation of quantum dot lasers, lasers that are directly modulated at high data rates require short photon lifetimes, which requires cavity lengths of less than 500 microns, preferably less than 300 microns. Implies that. The mode gain at the saturated ground state is at least 25 cm for a 500 micron long cavity with front and back facet facet reflectivities of 10% / 90%, respectively.-1And at least 40 cm if the cavity is 300 microns long and the facet reflectivity of the front and back facets is 10% / 90%, respectively.-1Must. Further, it is desirable that the laser operate at a threshold gain selected sufficiently below the mode gain in a saturated ground state so that the differential gain (dg / dN) remains high.
[0111]
For applications requiring high saturated ground state mode gain, it is preferred that multiple quantum dot layers be included in the waveguide core region with a thickness of about 300 nanometers or less. This is because waveguide core thicknesses in the range of about 200-300 nanometers provide optimal light confinement for each quantum dot layer. (Note that the thickness in the range of 200 to 300 nanometers corresponds to a distance corresponding to about half of the emission wavelength of 1.3 μm in the refractive index of the AlGaAs waveguide layer, and high light confinement is realized for each quantum dot layer. Can be). 7 cm for one quantum dot layer-1In many applications requiring high peak optical gain, a total quantum dot layer in the range of 4 to 8 is sufficient because a saturated ground state mode gain in excess of 1 to 2 can be obtained. An example of a growth sequence for a laser having a total of 4 to 8 quantum dot layers is shown in FIG. The total thickness of the waveguide core is preferably in the range of about 200-300 nanometers. This is because this range achieves the highest light confinement per quantum dot layer. The corresponding AlGaAs cladding layer has an Al fraction with a molar fraction x in the range of 0.6 to 0.8 (which may be described as a percentage such as an aluminum arsenic ratio of 60% to 80%).xGa1-xIt is preferably an As clad layer. This is because this range achieves high optical confinement consistent with the growing high quality optical layer. The AlGaAs cladding layer may be grown at a lower mole fraction, but the light confinement will be somewhat lower as the aluminum mole fraction in the AlGaAs is reduced.
[0112]
It should be noted that the direct modulation laser structure may use any known packaging and contacts to provide a modulated current to the pin diode of the laser. For example, the laser may be a ridge guided laser packaged to supply a diode with a current modulated at a rate greater than 1 Gbps.
[0113]
Note that there is a trade-off between growth conditions for increasing the dot density and dot size uniformity. The high dot density in each laser increases the number of dots that can help achieve gain. However, this is somewhat offset by the fact that growth conditions that increase dot density also increase differences in dot size. For laser structures with high saturated ground state optical gain, it is desirable to select growth conditions that match the high dot density per quantum dot with the highest possible dot size uniformity (minimum non-uniform spread). Thus, in one embodiment of a multi-quantum dot layer laser, the growth sequence of each quantum dot layer laser is selected to trim quantum dots similar to the embodiment shown in FIG. 11C.
[0114]
In some laser applications, it is desirable to have an optical gain spectrum that extends over a wide wavelength range at relatively low injection levels. In such situations, a relatively low saturated ground state mode gain is desirable to facilitate wavelength tuning. FIG. 20A is a diagram illustrating the optical transition energy for a single quantum dot. Each quantum dot has a quantum confinement energy corresponding to its length, width and height. Here, depending on the size, composition and shape of the dot, there will be a first excited state transition energy, a second excited state transition energy, and possibly additional transition energy. For InAs quantum dots that are only 7 nanometers high and 30 nanometers in diameter, the difference in transition energy between the ground state transition and the first excited state transition is about 80 meV. In FIG. 20B, for a group of quantum dots having a size distribution centered on the average size, a non-uniform spread corresponding to the size distribution occurs, as indicated by the hatched area. When the quantum dots are injected, a uniform spread also occurs. The degree of non-uniform spread can be adjusted by selecting growth conditions that increase or decrease dot size change. Photoluminescence studies have shown that by adjusting the growth conditions, the uneven spread can be changed from a minimum of about 30 meV to at least 70 meV. Several kA / cm2At an implantation level of, a uniform spread of over 24 meV can be achieved. The uniform spread may be due, for example, to collisions of electrons with photons and other electrons.
[0115]
The interaction between the uniform spread and the non-uniform spread acts to broaden the optical gain spectrum. The interaction of the uniform spread and the non-uniform spread more than doubles the width of the gain response. Laser emission mode photons gain gain not only from energetically resonant dots but also from other non-resonant dots present within a uniform spread range. Therefore, if the difference between the central ground state transition energy and the continuous excited state is in the range of about 30 meV to 80 meV, the relatively low current density is obtained because the uniform and non-uniform spread creates a continuous gain spectrum. , A continuous optical gain spectrum can be realized.
[0116]
In one embodiment of the invention, the growth parameters are selected to achieve a difference in the energy values of the continuous quantum dot transition energies in the range of about 30-80 meV. In particular, in one embodiment, the growth parameters may be selected such that the average size of the quantum dots can be changed to adjust their transition energy. Preferably, the growth parameters may be further selected to achieve a sufficient degree of non-uniform spread. In one embodiment, the non-uniform spread is selected to be at least half of a difference in energy value between the ground state transition energy value and the first excited state transition energy. In another embodiment, the non-uniform spread is less than the energy level difference such that the combination of the uniform spread and the non-uniform spread forms a continuous optical gain spectrum with a relatively low threshold current. It is selected to be about 20-30 meV.
[0117]
Semiconductor lasers that include a quantum dot active region are designed to operate over a wide wavelength range at relatively low currents. FIG. 21 is an exemplary curve 2110 of the cavity optical gain of the quantum dot active region at a selected current (e).2gL, Where g is the gain per unit length and L is the length of the gain medium in the cavity). In FIG. 21, the quantum dot active region has a wavelength λ.1May be designed to have a ground state quantum level corresponding to the peak 2105 at. In the figure, wavelength λ is used to overcome resonance loss including mirror loss and absorption loss.1Is the minimum gain gminSaturated at higher saturation values. If an extended tuning range is desired, the drive current is selected to settle the excited state. For example, a first excited quantum state (eg, a first excited state 2110 and a second excited state 2115) corresponding to quantum confinement along the length and width directions of the dot is λ1And λ2May be designed to achieve additional higher energy states, as indicated by peaks 2110 and 2115 between. By comparison, a conventional quantum dot active region that achieves gain over equivalent wavelengths cannot achieve a gain that is saturable in the first ground state of the quantum well, and must achieve a minimum gain over the entire wavelength range. Requires very high current density. According to the inventor's rough estimate, a quantum dot laser can achieve a wide wavelength adjustment range with about 10 times less current than a conventional equivalent quantum well laser. In one embodiment, the non-uniform spread and the energy difference between the ground state transition energy, the first excited state transition energy, and the second excited state transition energy provide a continuous optical gain of at least 150 nanometers for a maximum threshold current density. Selected to allow. Preferably, the drive current is selected to saturate at least the ground state mode gain. In one embodiment having multiple layers of quantum dots, each quantum dot layer has a different transition energy selected to form a multi-layer sequence of transition energies that facilitates forming a broad and continuous optical gain spectrum. The growth parameters of the dots in different layers may be selected to have a series. For example, the first quantum dot layer can have a first ground state transition energy and a corresponding excited state transition energy level. Further, the second quantum dot layer has a ground state transition energy and a corresponding excited state transition energy level (for example, the first and the second state) corresponding to the corresponding excited state transition energy level of the first quantum dot layer. It may have dot characteristics (eg, size, shape, and composition) selected to offset the value (eg, 10-40 meV) of the second excited state transition energy.
[0118]
FIG. 22 is a diagram showing the relationship between the amplified spontaneous emission intensity and the wavelength of a laser cavity having a structure similar to that shown in FIG. 14B and having one quantum dot layer. The nominal dot height is about 7 nanometers grown at a temperature of about 490 ° C. and the dot density is about 7.5 × 1010cm2It corresponds to. The front facet is a non-reflective (AR) coating for suppressing Fabry-Perot laser light emission and has a cavity length of about 1.7 mm. Curve 2205 shows a drive current of 500 mA, curve 2210 shows a drive current of 600 mA, and curve 2215 shows a drive current of 700 mA. The drive currents for these three curves are high enough to saturate the ground state mode gain, which is responsible for curve convergence in the range of 1.20 to 1.30 microns. Also, the drive current is large enough to settle the excited quantum dot state corresponding to a continuous gain over 200 nanometers or more. At the higher injection levels of curves 2210 and 2215, laser light emission in the second excited state (1.05 microns) begins.
[0119]
FIG. 23 is a diagram illustrating the relationship between the wavelength adjustment range and the current density for a wavelength of only 1.3 μm tuned to a shorter wavelength. The curve 2380 representing the quantum dot is based on the inventor's experimental data. The curve 2390 representing the quantum well is based on various figures published in the literature. As shown by the curve 2280, the quantum dot laser is 1 kA / cm2Every time the injection current density increases, the wavelength can be adjusted (tuned) by about 70 nm. For comparison, conventional quantum wells require about 2.3 kA / cm to achieve a 70 nm wavelength tuning range.2Need. As shown by the curve 2390, when the wavelength tuning range exceeds 10% of the nominal wavelength (in this case, 150 nm), the quantum well shows a sharp increase in the threshold current range. Beyond the 10% wavelength tuning range, the bias current increases dramatically, typically 10 kA / cm.2Exceeds. However, to extend operating life, quantum well lasers, typically used for tunable lasers, are operated at a maximum current density corresponding to a wavelength tuning of about 70 nm. As shown by curve 2380, the quantum dot active region of the present invention has a 2-3 kA / cm2Can be tuned to wavelengths greater than 150 nm (eg, greater than 200 nm) with current densities in the range This is, for example, the use of a single quantum dot laser, about 3 kA / cm, which was not feasible with conventional quantum well lasers.2It is possible to achieve a wavelength tuning range of 180 nanometers with a current density of less than.
[0120]
The quantum dot laser of the present invention can be used as an effective gain medium for a wavelength-tunable external cavity laser. FIG. 24 is a top view showing a general external cavity laser. The threshold condition for laser light emission is that the sum of the resonator losses (mirror loss and internal loss) is balanced by the optical gain of the gain medium. In a wavelength tunable laser, a wavelength selector 2440 having a reflectivity that is a function of wavelength is provided. Typically, the rear facet 2405 of the laser diode 2402 retains a high reflectivity, while the front facet 2410 of the laser diode 2402 is treated to have a very low reflectivity. The threshold condition for the external cavity system is R1e2 (g- α i) L1R (λ) e(-2 α eL2)= 1, where R1Denotes the reflectivity of the rear facet of the laser diode, g denotes the gain per unit length of the laser diode, αi denotes the loss per unit length of the laser diode, and L1 denotes the cavity of the laser diode. L (λ) indicates the reflectance of the wavelength selector, αe indicates the average loss per unit length of the external cavity, and L2 indicates the effective length of the external cavity.
[0121]
In an external cavity, wavelength tunable laser, the wavelength selector may include any combination of external elements whose transmittance or reflectance response as a function of wavelength may be controlled to limit optical feedback to the laser to a narrow wavelength band. It may be. Tunable external cavity lasers typically use an external grating configured to provide wavelength selective optical feedback based on wavelength selective dispersion. As shown in FIGS. 25A and 25B, in external cavities, semiconductor lasers, typically one facet of the laser diode is coated with a high reflectivity (HR) material and the other facet is antireflective (AR) Coated by membrane. Typically, the outer grating provides wavelength selective feedback to the laser diode and is configured to function as an output coupler. Preferably, the reflectivity of the AR film and the length of the laser cavity are selected to suppress Fabry-Perot (FP) mode in the laser. Known techniques for suppressing Fabry-Perot modes from a cleaved facet over a range of wavelengths, such as, for example, incorporating a non-guiding window region during device fabrication or tilting a laser stripe relative to the cleaved facet. May be used. Preferably, the length of the semiconductor laser and the residual reflectivity of the AR-coated facet are selected such that only the outer grating determines the laser light emission wavelength. In one embodiment, the length of the semiconductor laser and the residual reflectivity of the AR-coated facet are such that the laser is in a state other than the quantum dot ground state and at least in the first excited state without feedback from an external grating. It is selected so that laser light cannot be emitted.
[0122]
In an external cavity laser, the minimum gain is that the length of the semiconductor laser and the residual reflectivity of the AR coated facet must exceed the cavity loss. Therefore, in FIG. 24, in order to realize a wide wavelength adjustment range, the saturation laser gain in the reference state should be selected to be larger than the sum of the resonator losses including the absorption loss and the mirror loss. However, the wavelength selected by the grating only suppresses the Fabry-Perot mode only within the free-running emission wavelength of about 20 nm and only consumes the optical gain within a uniform gain expansion range. Therefore, in one embodiment, preferably, the peak gain g in the high quantum statepIs selected to be low enough to prevent disadvantageous laser emission from the FP mode due to the residual facet reflectance of the front facet.
[0123]
Two common external cavity structures are the Littman-Metcalf external cavity and the Littrow external cavity. FIG. 25B is a diagram illustrating a Littman-Metcalf laser cavity. FIG. 25A is a diagram illustrating a Littrow laser cavity. In the Littrow cavity, the angle of incidence of the light received by the grating 2530 from the laser 2510 is such that the beam is reflected back to the laser that performs the function of one of the laser cavities. The angle of the grating 2530 determines the wavelength. An etalon may be included in the Littrow structure to reduce the cavity bandwidth. In the Littman-Metcalf structure 2500, grating 2530 refracts light toward a wavelength tuning mirror 2510 (also known as a retroreflector), which determines the feedback. Typically, a collimator lens 2505 is provided on the external cavity laser to improve the coupling of the laser output to the grating.
[0124]
One application of the tunable laser according to the present invention is in test and monitor (T & M) applications. Practical wavelength-tunable lasers for such test and monitor applications must have a maximum operating current selected to achieve reasonable laser life (eg, typically 10 kA / cm).2Current densities above are associated with reduced life). In commercially available tunable lasers with quantum well gain media, quantum well lasers have an effective wavelength range of about 70 nanometers. However, for many applications it is desirable to have a large wavelength tuning range. Traditionally, test and monitor applications over a wavelength tuning range of 200 nanometers have required three tunable lasers, each with a quantum well gain medium optimized for several different wavelength ranges. By way of comparison, the quantum dot laser of the present invention has a continuous wavelength tuning range of at least 200 nanometers for practical current densities.
[0125]
Note that the quantum dot active region of the present invention has an integrated wavelength selector element for adjusting the laser light wavelength. Various types of semiconductor lasers having wavelength selector elements are known in the art. In particular, wavelength-tunable distributed Bragg reflectors (DBR) and distributed feedback laser structures (DFB) are known in the laser emission art. The DBR laser has a λm= 2nΛ / m, including a grating that defines the Bragg wavelength condition, where Λ indicates the grating period, n indicates the refractive index of the material used, and m indicates the diffraction order. The Bragg wavelength condition defines a wavelength having a high effective reflectance corresponding to the grating. As shown in FIG. 26, a plurality of sections 2605, 2610, 2615 where the current in one section of the laser can be adjusted to adjust the index of refraction of a portion of the laser grating 2620, ie, its Bragg wavelength. Multi-section DFB lasers and multi-section DBR lasers are known in the art. A suitable tunable DFB or DBR laser may be modified to include the quantum dot active region 2630 of the present invention.
[0126]
Further, the output wavelength of the semiconductor laser having the quantum dot active region may be adjusted according to the temperature. In FIG. 27A, a distributed feedback laser having a quantum dot active region 2705 is used to establish a Bragg laser light emitting state from the periodicity of the grating fabricated on the waveguide layers 2720, 2730 having a plurality of different refractive indices. Any suitable lattice structure may be included. In a conventional DFB laser, a Bragg wavelength of about 0.1 nm / ° C. changes due to thermal expansion and the temperature dependence of the refractive index. In a conventional 1.3 micron laser, the gain peak changes by about 0.4 ° C. As a result, the temperature range over which the DFB laser maintains good mode characteristics is limited (eg, typically about 40 ° C.). That is, as the temperature rises so that the gain peak is substantially longer in wavelength than the Bragg wavelength, the DFB laser tends to have too high a threshold current or poor mode discrimination. FIG. 27B shows Bragg wavelength change and gain peak versus temperature for a conventional 1.3 micron laser. The quantum dot active region has a delta function density of states associated with three-dimensional quantum confinement of the quantum dot leading to reduced temperature sensitivity. Experiments by the present inventors have shown that quantum dots have a peak gain change of only about 0.17 nm / ° C. due to the delta function density of states associated with the three-dimensional quantum confinement. The reduced temperature sensitivity of the gain peak, together with the wide gain function, allows a temperature tuned DFB quantum dot laser to achieve a wider wavelength tuning range than conventional bulk or quantum well DFB lasers. In one embodiment of the DFB laser, the Bragg wavelength is selected to operate at a longer wavelength side of the optical gain spectrum at a first operating temperature, thereby facilitating operating the laser at a higher operating temperature. (This shifts the optical gain spectrum to longer wavelengths).
[0127]
The quantum dot active region of the present invention can also be used for monolithic multi-wavelength arrays of lasers. FIG. 28 is a perspective view showing a multi-wavelength array 2800 of the laser 2820. Each laser 2820 can be fabricated as a ridge laser, a buried heterostructure laser, or any other laser structure that provides lateral light confinement. Each laser has a longitudinal cavity length L. Laser facets 2815 may be formed using a conventional cleaving or etching process. The array 2800 is formed on a common substrate 2805 having quantum dot active areas 2810. The growth parameters of the quantum dot active region 2810 are selected to achieve a desired wavelength tuning range (eg, 100-200 nm) within a desired current density range. Each said laser is preferably a DFB or DBR laser having at least one grating section 2830 with a grating periodicity Λ selected to achieve the desired wavelength of the laser. One advantage of the monolithic multi-wavelength array 2800 is that due to the large wavelength tuning range of the quantum dot active region 2810, a DFB or DBR laser 2820 having many different output wavelengths can be used in dense wavelength division multiplexing (DWDM). It can be manufactured at the same time for use. Alternatively, the wavelength array 2800 may be used in wide wavelength division multiplexing (DWDM) applications where it is desirable to have fewer wavelengths with significant wavelength spacing. For example, in one embodiment, the wavelength array 2800 can be used to cover a range of wavelengths from 1270 nanometers to 1355 nanometers (eg, the 75 to 85 nanometer range). In one embodiment, the non-uniform spread and the energy difference between the ground state transition energy and the first excited state transition energy are selected to allow a continuous optical gain spectrum of at least 75 nanometers for a maximum threshold current density. Is done.
[0128]
Also, the optical properties of the quantum dot active areas 2810 of the array 2880 allow each of the lasers to be directly modulated at high data rates. The inventors' theoretical work indicates that the optimized quantum dot laser should have a linewidth enhancement factor that is about 5-10 times lower than conventional quantum well lasers, as well as a higher differential gain. It has been shown. This makes it feasible to directly modulate a quantum dot laser with an acceptable chirp at high data rates (eg, 10-40 Gbit / s). This is in contrast to conventional quantum well lasers, which have typically been modulated at high data rates by an external modulator to reduce chirp effects. Furthermore, the low threshold current density of the quantum dot laser of the present invention facilitates direct laser modulation. Typically, directly modulated high frequency lasers require several times the drive current of the threshold current. The relatively low threshold current of each laser in the multi-wavelength train 2800 facilitates direct modulation at high data rates. Thus, in one embodiment, each laser of the multi-wavelength train 2800 is directly modulated by changing its drive current. This eliminates the need for external modulators, filters and optical isolators used in conventional DWDM systems.
[0129]
As shown in FIG. 29, if each laser in the array is directly modulated, their output may be directly received by an optical combiner (MUX) 2950 module and coupled to an optical fiber. It should be noted that in direct current modulation embodiments, any suitable high frequency packaging technique may be used to facilitate coupling of the microwave frequency drive current to each laser. In an embodiment, each laser is driven by a wire bond. However, wire bonds have parasitic inductances such that the large length of the bond wire degrades performance at very high data rates. In another embodiment, microwave transmission lines are formed on the array 2900 to facilitate coupling of microwave drive current to each laser. In yet another embodiment, the array 2900 is mounted on a submount suitable for providing microwave current to each laser.
[0130]
One advantage of the multi-wavelength array 2800 of the present invention is that multiple wavelengths can be fine-tuned using temperature adjustment. FIG. 30 shows in the same diagram the gain spectrum for two different temperatures and the Bragg wavelength of the laser array (the optical network grid has a "pile fence" shape). In FIG. 30, according to one embodiment, the first temperature T1The nominal DFB wavelength at is chosen to cover the upper wavelength range of the gain spectrum. The temperature of array 2800 is raised to a higher temperature T2The gain spectrum shifts the gain spectrum at a rate somewhat higher than the Bragg wavelength. Due to the large initial width of the gain curve and the shift in the gain response of the quantum dot laser with decreasing temperature, monolithic arrays of DFB lasers over a large wavelength range can be tuned simultaneously over a wide range.
[0131]
Another advantage of the array 280 is that the low threshold current density and the slow drift of the gain response with temperature make the laser less susceptible to heating and the laser crosstalk. This allows, for example, individual lasers to be packaged closer (eg, smaller laser-to-laser separation) than conventional quantum well lasers. In addition, the temperature characteristics of the array 2800 facilitate operating the array junction in an up state, ie, with the substrate attached to a heat sink. As is well known in the laser arts, the junction-down configuration (the configuration in which the epitaxial layer is attached to the heat sink) has low temperature resistance but typically adds to the complexity and cost of packaging. Yet another advantage of the array 2800 is that, depending on the application, such as WWDM, there is no need to cool the heat sink.
[0132]
Although the embodiments of the present invention have been described with reference to the quantum dot layer made of InAs embedded in the InGaAs quantum well, the present invention may be applied to related III-V compound semiconductor materials. For example, the InGaAs quantum well may be replaced with an AlInGaAs well. Similarly, the barrier layer may be made of various III-V materials such as AlGaAs or AlGaInAsP. For example, the barrier layer may be made of a material having a lattice constant selected such that the barrier layer between the quantum dot layers functions as a strain compensation layer.
[0133]
The invention has also been described with reference to a laser structure grown on a GaAs substrate. The GaAs substrate has many advantages over other III-V substrates, such as relatively large wafer sizes. However, although the invention has been described with reference to materials formed on a GaAs substrate, embodiments of the invention may be implemented on other types of substrates, such as an InP substrate. Furthermore, although molecular beam epitaxy has been described as a preferred fabrication technique, embodiments of the present invention may be implemented using other epitaxy techniques.
[0134]
Also, while specific embodiments and applications of the present invention have been illustrated and described, the present invention is not limited to the arrangements and components disclosed herein, but rather to the invention defined in the appended claims. Various modifications, changes and variations will be apparent to those skilled in the art without departing from the spirit and scope of the invention, the arrangement, operation and details of the method and apparatus of the present invention disclosed herein.
[Brief description of the drawings]
FIGS. 1A, 1B, 1C and 1D are diagrams showing density of states functions for bulk semiconductors, quantum wells, quantum wires and quantum dots.
FIG. 2A is a prior art explanatory diagram showing quantum dot light output intensity versus wavelength of quantum dot lasers of various lengths.
FIG. 2B is a prior art illustration showing threshold current versus cavity length for the laser of FIG. 2A.
FIG. 3 is a perspective view showing an ideal quantum dot layer of quantum dots embedded in a quantum well.
FIG. 4A is a diagram showing a part of a growth layer sequence form for forming a quantum dot layer.
FIG. 4B is a diagram showing a part of a growth layer sequence form for forming a quantum dot layer.
FIG. 4C is a diagram showing a part of a growth layer sequence form for forming a quantum dot layer.
FIG. 5 is an atomic force microscope image of InAs quantum dots.
FIG. 6 shows quantum dot density versus growth temperature for two different compositions of the nucleation layer.
FIG. 7 shows photoluminescence intensity versus quantum dot wavelength for several different overlayer growth temperatures.
FIG. 8 shows photoluminescence intensity versus wavelength of quantum dots for several different annealing temperatures and times.
FIG. 9 shows different nominal thicknesses for InGaAs growth.
FIG. 10 is a diagram showing a growth sequence in which a lowermost InGaAs well layer is pre-saturated by an indium floating layer.
FIG. 11A is a side view showing a state in which some of the quantum dots enter the barrier layer from the quantum well due to a change in the thickness of the quantum dots.
FIG. 11B illustrates a first growth sequence for a layer having dots asymmetrically arranged in a well to facilitate embedding the quantum dots in the well.
FIG. 11C is a view showing a layer growth sequence for reducing the thickness of the quantum dots after the well layer growth.
FIG. 12 is a diagram showing a layer growth sequence of an active region having a plurality of quantum dot layers.
FIG. 13 is a diagram showing a relationship for calculating a critical thickness of one layer.
FIG. 14A shows a growth sequence for a quantum dot laser.
FIG. 14B shows a conduction band of the laser structure of FIG. 14A.
FIG. 15 is a diagram showing a growth sequence of a quantum dot laser having a preferable temperature range for growing each layer.
FIG. 16 shows measured mode gain versus threshold current density for quantum dot lasers having two different quantum dot densities.
FIG. 17 shows ground state mode gain versus threshold current density for a quantum dot laser having one quantum dot layer with three different compositions of the InGaAs quantum well.
FIG. 18 is a diagram showing mode gain, versus threshold current density for a quantum dot laser having one quantum dot layer and three quantum dot layers.
FIG. 19 shows a growth sequence for a quantum dot laser having a quantum dot layer sequence selected to achieve a high ground state mode gain.
FIG. 20A is a diagram showing transition energy of one ideal quantum dot.
FIG. 20B is a diagram showing non-uniform spread of transition energy corresponding to a dot size mismatch of a dot group.
FIG. 21 illustrates a method of forming a continuous quantum dot optical gain spectrum over an extended wavelength range.
FIG. 22 shows the electroluminescence intensity vs. wavelength of a quantum dot laser structure with three different drive currents selected to achieve a continuous optical gain spectrum over an extended wavelength range.
FIG. 23 is a diagram showing a wavelength adjustment range, a pair, and a current of a quantum dot and a quantum well laser.
FIG. 24 is a block diagram showing a general external cavity laser structure.
FIG. 25A is a block diagram showing an example of an external cavity laser structure.
FIG. 25B is a block diagram showing another example of an external cavity laser structure.
FIG. 26 is a perspective view of a wavelength-tunable laser.
FIG. 27A shows a single-wavelength laser structure with a Bragg grating.
FIG. 27B is a comparative diagram showing the wavelength response versus temperature for a conventional quantum well active region and a quantum dot active region compared to the wavelength response of a Bragg grating.
FIG. 28 is a diagram showing a multi-wavelength array of a laser having a quantum dot active region.
FIG. 29 is a block diagram illustrating an embodiment in which the multi-wavelength array of FIG. 28 is coupled to an optical fiber by an optical multiplexer.
FIG. 30 shows the optical gain spectrum of a wavelength array at two different operating temperatures with the corresponding DFB wavelengths superimposed.
FIG. 31 is a side view of a quantum dot laser cavity.

Claims (27)

半導体光導波路と、
量子ドットの集団を有する前記光導波路に対して光学的に結合されていて、注入された電流に応じて、少なくとも約1260ナノメータの発光波長で、約25cm−1を超える飽和基底状態モードゲインを提供するための量子ドット手段と、
前記量子ドット手段に注入される電流のキャリア閉じこめを実現するための量子井戸手段と、
を具備した半導体レーザ。
A semiconductor optical waveguide;
Optically coupled to the optical waveguide having a population of quantum dots to provide a saturated ground state mode gain of greater than about 25 cm -1 at an emission wavelength of at least about 1260 nanometers, depending on the injected current. Quantum dot means for performing
Quantum well means for realizing carrier confinement of current injected into the quantum dot means,
Semiconductor laser comprising:
前記レーザは、500ミクロン以下のキャビティ長を有する請求項1に記載のレーザ。The laser of claim 1, wherein the laser has a cavity length of 500 microns or less. 半導体光導波路と、
量子ドットの集団を有する前記光導波路に対して光学的に結合されていて、注入された電流に応じて、少なくとも約1260ナノメータの発光波長で約25cm−1より大きな飽和基底状態モードゲインを提供するための量子ドット手段であって、約0.2未満の線幅増大係数を有するものと、
前記レーザの光出力を変化させるために、前記量子ドット手段に変調された電流を注入する手段と、
前記量子ドット手段に対する電流のキャリア閉じ込めを実現する量子井戸手段と、
を具備したレーザ。
A semiconductor optical waveguide;
Optically coupled to the optical waveguide having a population of quantum dots to provide a saturated ground state mode gain of greater than about 25 cm -1 at an emission wavelength of at least about 1260 nanometers in response to the injected current. A quantum dot means having a linewidth enhancement factor of less than about 0.2;
Means for injecting a modulated current into the quantum dot means to change the light output of the laser;
Quantum well means for realizing carrier confinement of current to the quantum dot means,
A laser comprising:
500ミクロン以下のキャビティ長を有する請求項3に記載のレーザ。The laser of claim 3 having a cavity length of 500 microns or less. 300ミクロン以下のキャビティ長を有する請求項3に記載のレーザ。4. The laser of claim 3 having a cavity length of no more than 300 microns. 半導体光導波路と、
少なくとも2つの不均一に広がった光学遷移エネルギのシーケンスを持つ量子ドットの集団を有する前記光導波路に対して光学的に結合されていて、スレシュホルド駆動電流に応じて、75ナノメータを超える波長範囲わたって連続した光学ゲインスペクトルを実現するための量子ドット手段と、
前記量子ドット手段に注入される電流のキャリア閉じ込めを実現する量子井戸手段と、
を具備した半導体レーザ。
A semiconductor optical waveguide;
Optically coupled to the optical waveguide having a population of quantum dots having a sequence of at least two non-uniformly extended optical transition energies and, depending on the threshold drive current, over a wavelength range greater than 75 nanometers Quantum dot means for realizing a continuous optical gain spectrum,
Quantum well means for realizing carrier confinement of current injected into the quantum dot means,
Semiconductor laser comprising:
半導体光導波路と、
少なくとも3つの不均一に広がった光学遷移エネルギのシーケンスを持つ量子ドットの集団を有する前記光導波路に対して光学的に結合されていて、スレシュホルド駆動電流に応じて、150ナノメータを超える波長範囲わたって連続した光学ゲインスペクトルを実現するための量子ドット手段と、
前記量子ドット手段に注入される電流のキャリア閉じ込めを実現する量子井戸手段と、
を具備した半導体レーザ。
A semiconductor optical waveguide;
Optically coupled to the optical waveguide having a population of quantum dots having a sequence of at least three non-uniformly extended optical transition energies, and depending on the threshold drive current, over a wavelength range greater than 150 nanometers Quantum dot means for realizing a continuous optical gain spectrum,
Quantum well means for realizing carrier confinement of current injected into the quantum dot means,
Semiconductor laser comprising:
その内部に設けられた活性領域内に複数の相互離隔した量子井戸を含む半導体光導波路と、
前記複数の相互離隔した量子井戸に埋め込まれた複数の量子ドットであって、注入される電流に応じて、少なくとも約1260ナノメータの発光波長で、前記光導波路に対して約25cm−1を超える飽和基底状態モードゲインを提供するよう形づくられ且つ各量子井戸内に配置されたものと、
を具備した半導体レーザ。
A semiconductor optical waveguide including a plurality of mutually separated quantum wells in an active region provided therein;
A plurality of quantum dots embedded in the plurality of spaced apart quantum wells, wherein the saturation is greater than about 25 cm -1 for the optical waveguide at an emission wavelength of at least about 1260 nanometers, depending on the injected current. Shaped to provide a ground state mode gain and located within each quantum well;
Semiconductor laser comprising:
少なくとも40cm−1の飽和基底状態モードゲインを有する請求項8に記載のレーザ。9. The laser of claim 8, having a saturated ground state mode gain of at least 40 cm- 1 . 4乃至8個の量子井戸層を有し、前記活性領域が300ナノメータ以下の厚みを有する請求項8に記載のレーザ。9. The laser according to claim 8, comprising 4 to 8 quantum well layers, wherein said active region has a thickness of 300 nanometers or less. 前記活性領域の厚みが、200ナノメータ乃至300ナノメータの範囲内である請求項10に記載のレーザ。The laser of claim 10, wherein the thickness of the active region is in a range from 200 nanometers to 300 nanometers. 隣接した量子井戸の間の障壁層の厚みが、20ナノメータより大きい請求項8に記載のレーザ。9. The laser of claim 8, wherein the thickness of the barrier layer between adjacent quantum wells is greater than 20 nanometers. その内部に設けられた活性領域内に複数の相互離隔した量子井戸を含むGaAs基板上に形成された半導体光導波路と、
前記複数の相互離隔した量子井戸に埋め込まれた複数の量子ドットであって、スレシュホルド駆動電流に応じて、150ナノメータを超える波長範囲にわたって連続した光学ゲインスペクトルを実現するために、少なくとも3つの不均一に広がった光学遷移エネルギのシーケンスを形成するサイズ分布を有するものと、
を具備した半導体レーザ。
A semiconductor optical waveguide formed on a GaAs substrate including a plurality of mutually separated quantum wells in an active region provided therein;
A plurality of quantum dots embedded in said plurality of spaced apart quantum wells, wherein at least three non-uniform quantum dots are provided to achieve a continuous optical gain spectrum over a wavelength range greater than 150 nanometers in response to a threshold drive current. One having a size distribution forming a sequence of optical transition energies spread over
Semiconductor laser comprising:
その内部に設けられた活性領域内に複数の相互離隔した量子井戸を含む半導体光導波路と、
前記複数の相互離隔した量子井戸に埋め込まれた複数の量子ドットであって、スレシュホルド駆動電流に応じて、少なくとも75ナノメータの波長範囲にわたって連続した光学ゲインスペクトルを実現するために、少なくとも2つの不均一に広がった光学遷移エネルギのシーケンスを形成するサイズ分布を有するものと、
を具備した半導体レーザ。
A semiconductor optical waveguide including a plurality of mutually separated quantum wells in an active region provided therein;
A plurality of quantum dots embedded in the plurality of mutually spaced quantum wells, wherein at least two non-uniform quantum dots are provided to achieve a continuous optical gain spectrum over a wavelength range of at least 75 nanometers in response to a threshold drive current. One having a size distribution forming a sequence of optical transition energies spread over
Semiconductor laser comprising:
第1の障壁層と第2の障壁層との間に挟まれた略平坦な井戸層を有するInGaAs量子井戸半導体量子井戸と、
前記InGaAs量子井戸に埋め込まれた複数のInAs量子ドットであって、室温で少なくとも1260ナノメータの基底状態発光エネルギを有するようなサイズを有するものと、
を具備した光学ゲインを提供するための半導体活性領域。
An InGaAs quantum well semiconductor quantum well having a substantially flat well layer sandwiched between the first barrier layer and the second barrier layer;
A plurality of InAs quantum dots embedded in the InGaAs quantum well having a size to have a ground state emission energy of at least 1260 nanometers at room temperature;
A semiconductor active region for providing an optical gain comprising:
第1の障壁層と第2の障壁層との間に挟まれた略平坦な井戸層を有するInGaAs量子井戸半導体量子井戸と、
前記InGaAs量子井戸に埋め込まれた複数のInAs量子ドットであって、対応する第1の光学遷移エネルギ値を有する基底状態と、対応する第2の光学遷移エネルギ値を有する第1の励起状態とを有し、前記第2の光学遷移エネルギ値が、前記第1の光学遷移エネルギ値より大きな30meV〜80meVの範囲内であるものと、
前記量子ドット中に電流を注入するよう配置されたp型およびn型のダイオード層と、
を具備し、前記光学遷移エネルギのエネルギ分離に関して、前記量子ドットが、スレシュホルド電流密度に応じて、連続した光学ゲインスペクトルを有するのに十分なサイズ変化に対応づけられた不均一な広がりを有する
ことを特徴とする光学ゲインを提供するための半導体活性領域。
An InGaAs quantum well semiconductor quantum well having a substantially flat well layer sandwiched between the first barrier layer and the second barrier layer;
A plurality of InAs quantum dots embedded in the InGaAs quantum well, wherein the ground state has a corresponding first optical transition energy value and the first excited state has a corresponding second optical transition energy value. Having the second optical transition energy value within the range of 30 meV to 80 meV, which is larger than the first optical transition energy value;
P-type and n-type diode layers arranged to inject current into the quantum dots;
Wherein, with respect to energy separation of the optical transition energy, the quantum dots have a non-uniform spread associated with a size change sufficient to have a continuous optical gain spectrum in response to a threshold current density. A semiconductor active region for providing an optical gain.
第1の端部と該第1の端部から離隔した第2の端部とを有する第1の光学キャビティと、
予め選択された電流密度で、150ナノメータを超える波長範囲にわたって連続した光学ゲインを提供するよう選択されたエネルギレベルを有する量子閉じこめエネルギ状態を有する前記第1の光学キャビティ内に配置された量子ドット活性領域と、
前記第1の光学キャビティの前記第1の端部中に光を反射する第1の反射器と、
前記第1の光学キャビティの前記第2の端部中に選択された波長の光を反射する光学要素を含む外部光学キャビティと、
を具備した波長調整可能レーザ。
A first optical cavity having a first end and a second end spaced from the first end;
Quantum dot activity disposed within said first optical cavity having a quantum confined energy state having an energy level selected to provide continuous optical gain over a wavelength range of more than 150 nanometers at a preselected current density Area and
A first reflector for reflecting light into the first end of the first optical cavity;
An external optical cavity including an optical element in the second end of the first optical cavity that reflects light of a selected wavelength;
Wavelength tunable laser comprising:
基板と、
拡大された光学ゲンイスペクトルを実現するために、前記基板上に設けられた量子ドット活性領域手段と、
前記量子ドット活性領域手段にキャリアを閉じこめる量子井戸手段と、
前記量子ドット活性領域手段上に形成された複数のレーザであって、前記複数のレーザの各々が、該レーザに対する光学フィードバックを実現するよう配置され、対応する格子周期を有するブラッグ(Bragg)格子を含むものと、
を具備したモノリシックマルチ波長レーザアレイ。
Board and
A quantum dot active area means provided on the substrate to achieve an expanded optical gain spectrum,
Quantum well means for confining carriers in the quantum dot active region means,
A plurality of lasers formed on the quantum dot active region means, each of the plurality of lasers arranged to provide optical feedback to the laser, and a Bragg grating having a corresponding grating period. Including,
A monolithic multi-wavelength laser array comprising:
InGaAs量子井戸に埋め込まれた自己組織化InAs量子ドットを成長させる方法であって、
1.0未満のモル分率xを有する第1のAlxGal−xAs障壁層を成長させるステップと、
バルクInGaAsの成長のために、InAsの定常状態面隔離層に実質的に一致するInAsの浮動層を予備吸着するステップと、
約2ナノメータ未満の厚みを有する最下位AlGaAs障壁層上に第1のInGaAs層を成長させるステップと、
InAsの十分な等価モノレイヤ領域を堆積させることによって、InAs島を形成するステップと、
前記InAs島上に第2のInGaAs層を成長させることによって、InGaAsに前記InAs島を埋め込むステップと、
1.0未満のモル分率xを有する第2のAlxGal−xAs障壁層を成長させるステップと、
を具備した方法。
A method of growing self-assembled InAs quantum dots embedded in an InGaAs quantum well, comprising:
Growing a first AlxGal-xAs barrier layer having a mole fraction x less than 1.0;
Pre-adsorbing a floating layer of InAs substantially corresponding to a steady-state surface isolation layer of InAs for growing the bulk InGaAs;
Growing a first InGaAs layer on a lowermost AlGaAs barrier layer having a thickness of less than about 2 nanometers;
Forming an InAs island by depositing a sufficient equivalent monolayer region of InAs;
Embedding the InAs islands in InGaAs by growing a second InGaAs layer on the InAs islands;
Growing a second AlxGal-xAs barrier layer having a mole fraction x less than 1.0;
A method comprising:
所望のドット密度を得るために、前記InAsの成長温度を選択するステップをさらに具備した請求項19に記載の方法。20. The method of claim 19, further comprising selecting the growth temperature of the InAs to obtain a desired dot density. 所望のドット密度を得るために、前記第1のInGaAs層のIn合金組成を選択するステップをさらに具備した請求項19に記載の方法。20. The method of claim 19, further comprising selecting an In alloy composition of the first InGaAs layer to obtain a desired dot density. 前記InAs島の上端を平坦化するために十分な時間長だけ、前記第2のInGaAs層が成長させられた後成長を停止し、露出したInAsを除去するステップをさらに具備した請求項19に記載の方法。20. The method of claim 19, further comprising: stopping growth after the second InGaAs layer is grown and removing exposed InAs for a time length sufficient to planarize an upper end of the InAs island. the method of. 前記露出したInAsを除去する前に、GaAsの少なくとも1モノレイヤが堆積される請求項22に記載の方法。23. The method of claim 22, wherein at least one monolayer of GaAs is deposited before removing the exposed InAs. 制御可能なドット密度を有する量子ドットを成長させる方法であって、
再現可能な表面InGaAs合金組成を有する第1のInGaAs層を成長させるステップと、
約450℃〜540℃の範囲内のInAs島形成用成長温度を選択するステップと、
InAs島を形成するための前記成長温度で、約1.8〜4.0の範囲内の選択された等価モノレイヤ領域を実現するためにInAsを成長させるステップと、
複数の量子ドットを形成する前記島を埋め込むための第2のInGaAs層を成長させるステップと、
を具備し、前記複数の量子ドットが、前記第1のInGaAs層の合金組成および前記成長温度によって決定される密度を有することを特徴とする方法。
A method of growing a quantum dot having a controllable dot density, comprising:
Growing a first InGaAs layer having a reproducible surface InGaAs alloy composition;
Selecting a growth temperature for forming InAs islands within a range of about 450 ° C. to 540 ° C .;
Growing InAs to achieve a selected equivalent monolayer region within the range of about 1.8 to 4.0 at the growth temperature for forming InAs islands;
Growing a second InGaAs layer for embedding the islands forming a plurality of quantum dots;
And wherein the plurality of quantum dots have a density determined by an alloy composition of the first InGaAs layer and the growth temperature.
InGaAs量子井戸に埋め込まれた自己組織化InAs量子ドットを成長させる方法であって、
1.0未満のモル分率xを有する第1のAlxGal−xAs障壁層を成長させるステップと、
バルクInGaAsの成長のために、InAsの定常状態面隔離層に実質的に一致するInAsの浮動層を予備吸着するステップと、
約2ナノメータ以下の厚みを有する最下位AlGaAs障壁層上に第1のInGaAs層を成長させるステップと、
InAsの十分な等価モノレイヤ領域を堆積させることによって、InAs島を形成するステップと、
前記InAs島上に第2のInGaAs層を成長させるステップであって、該第2のInGaAs層が前記InAs島の略全てをInGaAsに埋め込むよう選択された厚みを有するものであるステップと、
1.0未満のモル分率xを有する第2のAlxGal−xAs障壁層を成長させるステップと、
を具備した方法。
A method of growing self-assembled InAs quantum dots embedded in an InGaAs quantum well, comprising:
Growing a first AlxGal-xAs barrier layer having a mole fraction x less than 1.0;
Pre-adsorbing a floating layer of InAs substantially corresponding to a steady-state surface isolation layer of InAs for growing the bulk InGaAs;
Growing a first InGaAs layer on a lowermost AlGaAs barrier layer having a thickness of about 2 nanometers or less;
Forming an InAs island by depositing a sufficient equivalent monolayer region of InAs;
Growing a second InGaAs layer on the InAs islands, wherein the second InGaAs layer has a thickness selected to embed substantially all of the InAs islands in InGaAs;
Growing a second AlxGal-xAs barrier layer having a mole fraction x less than 1.0;
A method comprising:
約0.2未満の線幅増大係数で、少なくとも1260ナノメータの波長での光学ゲインを提供するための量子ドットの集団を有する量子ドットレーザを動作させる方法であって、
約1Gbpsを超える変調ビットレートを選択するステップと、
前記変調ビットレートで前記レーザを直接変調させるための駆動電流を供給するステップと、
を具備した方法。
A method of operating a quantum dot laser having a population of quantum dots to provide optical gain at a wavelength of at least 1260 nanometers with a linewidth enhancement factor of less than about 0.2,
Selecting a modulation bit rate greater than about 1 Gbps;
Providing a drive current for directly modulating the laser at the modulation bit rate;
A method comprising:
少なくとも150ナノメータの波長範囲にわたる不均一に広がった光学遷移エネルギのシーケンスを持つ量子ドットの集団を有する量子ドットレーザを動作させる方法であって、
光学ゲインスペクトルが前記波長範囲にわたって連続する駆動電流を供給するステップと、
波長選択的な光学フィードバックを提供することによって、前記波長範囲内のレーザ光発光波長を生成するステップと、
を具備した方法。
A method of operating a quantum dot laser having a population of quantum dots having a non-uniformly spread sequence of optical transition energies over a wavelength range of at least 150 nanometers, comprising:
Providing a drive current wherein the optical gain spectrum is continuous over the wavelength range;
Generating a laser light emission wavelength within the wavelength range by providing wavelength selective optical feedback;
A method comprising:
JP2002558378A 2000-10-06 2001-10-05 Quantum dot laser Pending JP2004528705A (en)

Applications Claiming Priority (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US23803000P 2000-10-06 2000-10-06
US25208400P 2000-11-21 2000-11-21
US27230701P 2001-03-02 2001-03-02
US27618601P 2001-03-16 2001-03-16
US31630501P 2001-08-31 2001-08-31
US09/961,560 US6600169B2 (en) 2000-09-22 2001-09-20 Quantum dash device
PCT/US2001/031256 WO2002058200A2 (en) 2000-10-06 2001-10-05 Quantum dot lasers

Related Child Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2007187696A Division JP2007318165A (en) 2000-10-06 2007-07-18 Quantum dot laser

Publications (1)

Publication Number Publication Date
JP2004528705A true JP2004528705A (en) 2004-09-16

Family

ID=27559279

Family Applications (3)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2002558378A Pending JP2004528705A (en) 2000-10-06 2001-10-05 Quantum dot laser
JP2007187696A Pending JP2007318165A (en) 2000-10-06 2007-07-18 Quantum dot laser
JP2008326728A Withdrawn JP2009117856A (en) 2000-10-06 2008-12-23 Quantum dot leaser

Family Applications After (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2007187696A Pending JP2007318165A (en) 2000-10-06 2007-07-18 Quantum dot laser
JP2008326728A Withdrawn JP2009117856A (en) 2000-10-06 2008-12-23 Quantum dot leaser

Country Status (6)

Country Link
EP (1) EP1354380A2 (en)
JP (3) JP2004528705A (en)
AU (1) AU2002246489A1 (en)
CA (1) CA2423782A1 (en)
IL (2) IL155026A0 (en)
WO (1) WO2002058200A2 (en)

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006229010A (en) * 2005-02-18 2006-08-31 Fujitsu Ltd Optical semiconductor device and its manufacturing method
JP2007123731A (en) * 2005-10-31 2007-05-17 Toshiba Corp Semiconductor light-emitting element and device thereof
JP2008160054A (en) * 2006-12-20 2008-07-10 Ind Technol Res Inst Multiwavelength semiconductor laser array, and method of fabricating the same
JP2008198677A (en) * 2007-02-09 2008-08-28 Fujitsu Ltd Manufacturing method of semiconductor device
JP2015167231A (en) * 2007-01-26 2015-09-24 クリスタル アイエス インコーポレイテッド Thick pseudo lattice matching nitride epitaxial layer
JP2017034034A (en) * 2015-07-30 2017-02-09 浜松ホトニクス株式会社 Distribution feedback lateral multimode semiconductor laser element
JP2021022684A (en) * 2019-07-30 2021-02-18 国立大学法人 和歌山大学 Wavelength sweeping type optical coherence tomography device and wavelength variable laser light source
US20220158415A1 (en) * 2020-11-13 2022-05-19 Denso Corporation Semiconductor laser device

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3692407B2 (en) * 2003-08-28 2005-09-07 国立大学法人 東京大学 Manufacturing method of semiconductor quantum dot device
CN100477289C (en) * 2004-01-20 2009-04-08 瑟雷姆技术公司 Solar cell with epitaxially grown quantum dot material
US9018515B2 (en) 2004-01-20 2015-04-28 Cyrium Technologies Incorporated Solar cell with epitaxially grown quantum dot material
JP4873527B2 (en) * 2004-08-26 2012-02-08 独立行政法人産業技術総合研究所 Manufacturing method of semiconductor light emitting device
US8965208B2 (en) 2009-05-22 2015-02-24 Kotura, Inc. Multi-channel optical device
JP5672983B2 (en) * 2010-11-04 2015-02-18 富士通株式会社 Light emitting semiconductor device and method for manufacturing the same
JP2016523444A (en) * 2013-07-03 2016-08-08 インフェニックス インコーポレイテッドInphenix, Inc. Wavelength tuned vertical cavity surface emitting laser for swept source coherence tomography system

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2744292B1 (en) * 1996-01-29 1998-04-30 Menigaux Louis MULTI-WAVELENGTH LASER EMISSION COMPONENT

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006229010A (en) * 2005-02-18 2006-08-31 Fujitsu Ltd Optical semiconductor device and its manufacturing method
JP2007123731A (en) * 2005-10-31 2007-05-17 Toshiba Corp Semiconductor light-emitting element and device thereof
JP2008160054A (en) * 2006-12-20 2008-07-10 Ind Technol Res Inst Multiwavelength semiconductor laser array, and method of fabricating the same
JP2015167231A (en) * 2007-01-26 2015-09-24 クリスタル アイエス インコーポレイテッド Thick pseudo lattice matching nitride epitaxial layer
JP2008198677A (en) * 2007-02-09 2008-08-28 Fujitsu Ltd Manufacturing method of semiconductor device
JP2017034034A (en) * 2015-07-30 2017-02-09 浜松ホトニクス株式会社 Distribution feedback lateral multimode semiconductor laser element
JP2021022684A (en) * 2019-07-30 2021-02-18 国立大学法人 和歌山大学 Wavelength sweeping type optical coherence tomography device and wavelength variable laser light source
JP7265258B2 (en) 2019-07-30 2023-04-26 国立大学法人 和歌山大学 Wavelength sweeping optical coherence tomography system
US20220158415A1 (en) * 2020-11-13 2022-05-19 Denso Corporation Semiconductor laser device
US11764546B2 (en) * 2020-11-13 2023-09-19 Denso Corporation Semiconductor laser device

Also Published As

Publication number Publication date
EP1354380A2 (en) 2003-10-22
AU2002246489A1 (en) 2002-07-30
WO2002058200A2 (en) 2002-07-25
CA2423782A1 (en) 2002-07-25
JP2009117856A (en) 2009-05-28
WO2002058200A3 (en) 2003-08-14
IL155026A0 (en) 2003-10-31
WO2002058200A9 (en) 2003-05-30
IL155026A (en) 2006-07-05
JP2007318165A (en) 2007-12-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US6816525B2 (en) Quantum dot lasers
JP4047718B2 (en) Quantum dash device
JP2007318165A (en) Quantum dot laser
Bimberg et al. Quantum dot lasers: breakthrough in optoelectronics
US6154480A (en) Vertical-cavity laser and laser array incorporating guided-mode resonance effects and method for making the same
JP4643794B2 (en) Semiconductor light emitting device
US7560298B2 (en) Methods for producing a tunable vertical cavity surface emitting laser
JP2542779B2 (en) Distributed feedback laser
US7031360B2 (en) Tilted cavity semiconductor laser (TCSL) and method of making same
US7075954B2 (en) Intelligent wavelength division multiplexing systems based on arrays of wavelength tunable lasers and wavelength tunable resonant photodetectors
US20050117623A1 (en) Optoelectronic device incorporating an interference filter
US20030016720A1 (en) Semiconductor laser device having selective absortion qualities
JP2009518833A (en) Laser light source with broadband spectral emission
Bimberg et al. Quantum-dot vertical-cavity surface-emitting lasers
US20200185885A1 (en) Unipolar light devices integrated with foreign substrates and methods of fabrication
US6728282B2 (en) Engineering the gain/loss profile of intersubband optical devices having heterogeneous cascades
JP2004179206A (en) Optical semiconductor device, optical transmission module and optical amplification module
JP2763090B2 (en) Semiconductor laser device, manufacturing method thereof, and crystal growth method
Joyner et al. A multifrequency waveguide grating laser by selective area epitaxy
US5309472A (en) Semiconductor device and a method for producing the same
Bimberg et al. Quantum dot lasers: Theory and experiment
Nishi Device applications of quantum dots
Ledentsov et al. Recent advances in long-wavelength GaAs-based quantum dot lasers

Legal Events

Date Code Title Description
A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20060307

A601 Written request for extension of time

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A601

Effective date: 20060601

A602 Written permission of extension of time

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A602

Effective date: 20060608

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20060907

A02 Decision of refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02

Effective date: 20070320

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20070619

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20070913

A911 Transfer to examiner for re-examination before appeal (zenchi)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A911

Effective date: 20070921

A912 Re-examination (zenchi) completed and case transferred to appeal board

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A912

Effective date: 20071019